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UNIVERSIDADE FEDERAL DO AMAZONAS ndash UFAM
Proacute Reitoria de Pesquisa e Poacutes-Graduaccedilatildeo ndash PROPESP
Programa de Poacutes-Graduaccedilatildeo em Ciecircncia e Engenharia de Materiais ndash PPGCEM
ARTHUR EMANUEL SOARES DE OLIVEIRA
SIacuteNTESE CARACTERIZACcedilAtildeO ESTRUTURAL E TEacuteRMICA DO
COMPOSTO NANOESTRURADO Bi3Ni
Manaus ndash AM
2017
UNIVERSIDADE FEDERAL DO AMAZONAS ndash UFAM
Proacute Reitoria de Pesquisa e Poacutes-Graduaccedilatildeo ndash PROPESP
Programa de Poacutes-Graduaccedilatildeo em Ciecircncia e Engenharia de Materiais ndash PPGCEM
ARTHUR EMANUEL SOARES DE OLIVEIRA
SIacuteNTESE CARACTERIZACcedilAtildeO ESTRUTURAL E TEacuteRMICA DO
COMPOSTO NANOESTRURADO Bi3Ni
Orientador Prof Dr Seacutergio Michielon de Souza
Manaus ndash AM
2017
Dissertaccedilatildeo de Mestrado apresentada
ao Programa de Poacutes-Graduaccedilatildeo em
Ciecircncia e Engenharia de Materiais da
Universidade Federal do Amazonas
para a obtenccedilatildeo do Tiacutetulo de Mestre
em Ciecircncia e Engenharia de Materiais
Ficha Catalograacutefica
O48s Siacutentese caracterizaccedilatildeo estrutural e teacutermica do compostonanoestrurado Bi3Ni Arthur Emanuel Soares Oliveira 2017 76 f il color 31 cm
Orientador Seacutergio Michielon de Souza Dissertaccedilatildeo (Mestrado em Ciecircncia e Engenharia de Materiais) -Universidade Federal do Amazonas
1 Difraccedilatildeo raios X (DRX) 2 Siacutentese mecacircnica 3 Meacutetodo deRietveld 4 Tratamento teacutermico I Souza Seacutergio Michielon de IIUniversidade Federal do Amazonas III Tiacutetulo
Ficha catalograacutefica elaborada automaticamente de acordo com os dados fornecidos pelo(a) autor(a)
Oliveira Arthur Emanuel Soares
ARTHUR EMANUEL SOARES DE OLIVEIRA
SIacuteNTESE CARACTERIZACcedilAtildeO ESTRUTURAL E TEacuteRMICA DO
COMPOSTO NANOESTRURADO Bi3Ni
Dissertaccedilatildeo de Mestrado apresentada ao Programa de Poacutes-Graduaccedilatildeo em Ciecircncia e Engenharia
de Materiais (PPGCEM) da Universidade Federal do Amazonas (UFAM) para a obtenccedilatildeo do
Tiacutetulo de Mestre em Ciecircncia e Engenharia de Materiais
BANCA EXAMINADORA
________________________________________________________________
Prof Dr Seacutergio Michielon de Souza (Orientador-Presidente da Banca)
UFAM PPGCEM
________________________________________________________________
Profa Dra Iccedilamira Costa Nogueira (Membro Titular)
UFAM PPGCEM
________________________________________________________________
Prof Dr Edson Roberto Leite (Membro Titular- Externo)
UFSCar
A Shirley Raphael e Fernanda pelo amor carinho e
compreensatildeo demonstrados durante essa caminhada
estaremos juntos sempre e para sempre
AGRADECIMENTOS
Nesse momento especial natildeo poderia deixar de agradecer as pessoas que tornaram
possiacutevel a realizaccedilatildeo desse sonho
Ao meu orientador Prof Dr Sergio Michielon de Souza pelo inestimaacutevel
conhecimento transmitido e excelente orientaccedilatildeo mas principalmente por sua paciecircncia e
sabedoria em reconhecer minhas limitaccedilotildees e virtudes
Aos professores Dr Edgar Sanches e Dr Hidembergue Frota pelas preciosas
consideraccedilotildees na qualificaccedilatildeo desse trabalho
Ao Prof Dr Lizandro (IFAM) por permitir o acesso ao Laboratoacuterio de Siacutentese e
Caracterizaccedilatildeo de Nanomateriais (LSCN) onde foi realizado a moagem da amostra e ao Prof
Dr Newton (UFAM) por permitir o uso do DSC no Laboratoacuterio de Termociecircncias
Aos amigos que tive o privileacutegio de conviver e trocar experiecircncias durante o periacuteodo do
mestrado Mitsuo Leonardo Aeacutercio Meg Joelma Querem Thiago Carla e um agradecimento
especial ao Mieacutecio responsaacutevel pela execuccedilatildeo das medidas de raio X no Laboratoacuterio de
Materiais
A Fundaccedilatildeo de Amparo agrave Pesquisa e Ensino no Amazonas ndash FAPEAM pelo
apoio financeiro
Por fim agradeccedilo as pessoas que fazem cada conquista valer a pena Shirley
Raphael e Fernanda pois vocecircs me ensinam liccedilotildees que vatildeo muito aleacutem da vida acadecircmica me
apontando e conduzindo para um caminho repleto de realizaccedilotildees
ldquoA pesquisa baacutesica eacute como atirar uma flecha para o ar e onde ela cair pintar um alvordquo
(Homer Adkins Burton)
3
RESUMO
A partir da mistura dos poacutes elementares de bismuto (Bi) e niacutequel (Ni) foi produzido o
composto nanoestruturado de Bi3Ni utilizando a teacutecnica de Siacutentese Mecacircnica As propriedades
estruturais da amostra foram investigadas por difraccedilatildeo de raios X combinado com o meacutetodo de
Rietveld Com o objetivo de estudar a estabilidade teacutermica e acompanhar o comportamento
estrutural da amostra em funccedilatildeo da temperatura foram realizadas medidas de DRX in situ
aleacutem de medidas de calorimetria diferencial de varredura ndash DSC O processo de moagem
totalizou 19 horas apoacutes a deacutecima terceira hora de moagem natildeo haacute ocorrecircncia de novas fases
apenas ocorreu uma melhora da taxa de cristalizaccedilatildeo e uma diminuiccedilatildeo do tamanho de cristalito
Encontra-se presente um pico alargado A forma perfil dessa elevaccedilatildeo eacute um forte indicio do
aparecimento de uma fase amorfa Os resultados do DSC em conjunto com DRX revelam a
dinacircmica de nucleaccedilatildeo e transformaccedilatildeo de novas fases como o Bi12NiO19 e o Bi2O3 que passam
a se formar agrave medida que a amostra eacute aquecida Com a utilizaccedilatildeo da equaccedilatildeo de Kissinger foi
possiacutevel calcular a energia necessaacuteria para nucleaccedilatildeo desta nova fase Realizou-se um
tratamento teacutermico com a finalidade de promover a cristalizaccedilatildeo da fase amorfa presente bem
como de estudar a evoluccedilatildeo estrutural do composto em funccedilatildeo da temperatura O meio utilizado
para sintetizaccedilatildeo da liga Bi3Ni mostrou-se eficiente e as anaacutelises estruturais e teacutermicas utilizadas
nesse trabalho demonstram a concordacircncia e a consistecircncia dos resultados obtidos e dos
objetivos propostos
Palavras-chave Difraccedilatildeo raios X (DRX) siacutentese mecacircnica Meacutetodo de Rietveld
4
ABSTRACT
From the mixture of the elementary powders of bismuth (Bi) and nickel (Ni) the
nanostructured compound of Bi3Ni was produced using the Mechanical Synthesis technique
The structural properties of the sample were investigated by X-ray diffraction combined with
the Rietveld method In order to study the thermal stability and to follow the structural behavior
of the sample as a function of temperature XRD measurements were performed in situ in
addition to differential scanning calorimetry (DSC) measurements The milling process totaled
19 hours after the thirteenth hour of milling there was no occurrence of new phases only an
improvement of the crystallization rate and a decrease of the crystallite size occurred An
enlarged peak is present the shape and profile of this elevation is a strong indication of the
appearance of an amorphous phase The results of the DSC together with XRD clarify the
dynamics of nucleation and transformation of new phases such as Bi12NiO19 and Bi2O3 which
starts to form as the sample is heated With the use of the Kissinger equation it was possible to
calculate the energy required for nucleation of this new phase A thermal treatment was carried
out in order to promote the crystallization of the present amorphous phase as well as to study
the structural evolution of the compound as a function of temperature The medium used to
synthesize the Bi3Ni alloy proved to be efficient and the structural and thermal analyzes used
in this work demonstrate the consistency and consistency of the results obtained and the
proposed objectives
Keywords Diffraction X-rays (DRX) mechanical synthesis Method of Rietveld
5
LISTA DE FIGURAS
Figura 1 Projeccedilatildeo dos eixos a b c e em perspectiva respectivamente do Bi (ICSD 64703) 10
Figura 2 Projeccedilatildeo do eixo a e em perspectiva respectivamente do Ni (ICSD 41508) 10
Figura 3 Projeccedilatildeo dos eixos a b e c do composto Bi3Ni (ICSD 391336) 12
Figura 4 Representaccedilatildeo em perspectiva do arranjo octaeacutedrico da cadeia de Bi3Ni (ICSD 391336) 12
Figura 5 Diagrama de Fases Bi-Ni e entalpia de formaccedilatildeo do Bi3Ni e BiNi 14
Figura 6 As 14 redes de Bravais 16
Figura 7 Representaccedilatildeo das fases presentes no processo de SM 18
Figura 8 Modelo de um material nanomeacutetrico Os ciacuterculos pretos e brancos representam
respectivamente a componente cristalina e a interfacial 19
Figura 9 Representaccedilatildeo geomeacutetrica da Lei de Bragg 22
Figura 10 Padratildeo de difraccedilatildeo para Cristal perfeito cristal real e liquido ou amorfo
respectivamente 24
Figura 11 Representaccedilatildeo esquemaacutetica de um difratocircmetro 25
Figura 12 Diagrama de blocos com ordem dos procedimentos para iniacutecio do refinamento no
EXPGUI 31
Figura 13 Interface do EXPGUI para refinamento dos paracircmetros 32
Figura 14 Ilustraccedilatildeo da configuraccedilatildeo de um DSC e do fluxo de calor 34
Figura 15 Representaccedilatildeo graacutefica dos padrotildees geneacutericos de picos apresentados no DSC 34
Figura 16 Moinho High Energy Ball Mill Emax 37
Figura 17 Preparaccedilatildeo e selagem do vaso de moagem 38
Figura 18 Preparaccedilatildeo da amostra para realizaccedilatildeo de DRX 39
Figura 19 Difratocircmetro de Raio-X modelo Empyrean da PANalytical 40
Figura 20 Preparaccedilatildeo da amostra e porta amostra no forno do DRX 41
Figura 21 Rampa de aquecimento para medidas in situ de DRX 41
Figura 22 Forno utilizado para realizar o tratamento teacutermico 43
Figura 23 Equipamento utilizado para realizar o DSC 43
Figura 24 Padratildeo de difraccedilatildeo observado para amostra e Bi3Ni durante todo intervalo de moagem 44
Figura 25 Difratograma obtido apoacutes a primeira hora de moagem 45
6
Figura 26 Difratograma da amostra moiacuteda durante 4 horas (curva com ruiacutedo) e o padratildeo
idealizado do Bi3Ni calculado a partir do arquivo CIF (cartatildeo ICSD no 391336) 46
Figura 27 Padratildeo observado no DRX (4horas) calculado e residual obtidos no refinamento
pelo MR 46
Figura 28 Fraccedilatildeo das fases de Ni Bi e Bi3Ni em funccedilatildeo do tempo de moagem 48
Figura 29 Tamanho meacutedio de cristalito de Bi3Ni em funccedilatildeo do tempo de moagem 49
Figura 30 Comparaccedilatildeo das funccedilotildees de background para a amostra moiacuteda por 10 13 16 e
19 horas 50
Figura 31 Formaccedilatildeo da fase amorfa na amostra de Bi3Ni apoacutes 19 horas de moagem 51
Figura 32 Difratograma da amostra moiacuteda 19h em conjunto com os CIFs de o Bi3Ni Bi e Bi2O3 52
Figura 33 Difratograma da amostra moiacuteda 19h e refinada por meacutetodo de Rietveld partindo dos
CIFs do Bi3Ni Bi e Bi2O3 52
Figura 34 Padratildeo observado nos DRX da amostra submetida a aquecimento 54
Figura 35 Padratildeo obtidos no refinamento pelo MR para amostra aquecida a 250 0C 55
Figura 36 Fraccedilotildees de fase em funccedilatildeo da temperatura de realizaccedilatildeo do DRX in situ 56
Figura 37 Padratildeo observado no DRX da amostra em 350 oC em comparaccedilatildeo com o CIF das fases
constituintes 57
Figura 38 Projeccedilatildeo do eixo a e em perspectiva do Bi12NiO19 57
Figura 39 Padratildeo obtidos no refinamento pelo MR para amostra aquecida a 350 0C 58
Figura 40 Fotografia do forno do DRX antes a apoacutes a realizaccedilatildeo das medidas 59
Figura 41 Termograma DSC plotados em conjunto para os diferentes fluxos de calor 60
Figura 42 Espectros DSC com as temperaturas de pico e suas respectivas taxas de aquecimento 60
Figura 43 Graacutefico linear do ln1205911198791198882 versus 1119879119888 61
Figura 44 Difratograma da amostra apoacutes tratamento teacutermico 62
Figura 45 Difratograma da amostra apoacutes tratamento teacutermico em conjunto com os CIFs de Bi
Bi2O3 e Bi12NiO19 63
Figura 46 Padratildeo observado e experimental refinado pelo MR para amostra tratada termicamente 64
Figura 47 Difratogramas das amostras apoacutes tratamento teacutermico e DRX in situ em conjunto
com o CIF do Bi12NiO19 65
7
LISTA DE TABELAS
Tabela 1 Principais variaacuteveis envolvidas no processo de siacutentese mecacircnica 21
Tabela 2 Relaccedilatildeo entre os fatores instrumentais e os efeitos sobre os picos de DRX 26
Tabela 3 Correlaccedilotildees e definiccedilotildees para as variaacuteveis envolvidas no refinamento pelo
MR no EXPGUI 33
Tabela 4 Valores de Rwp e 1205362 obtidos nos refinamentos realizados durante o processo de
moagem mecacircnica 47
Tabela 5 Valores de Chi2 e de Rwp obtidos nos refinamentos realizados durante o
processo de aquecimento 55
Tabela 6 Paracircmetros da ceacutelula unitaacuteria da estrutura Bi12NiO19 58
Tabela 7 Fraccedilotildees das fases apoacutes tratamento teacutermico e DRX in situ a 350 oC 63
8
SUMAacuteRIO
DEDICATOacuteRIA 3
AGRADECIMENTOS 6
RESUMO 3
ABSTRACT 4
LISTA DE FIGURAS 5
LISTA DE TABELAS 7
SUMAacuteRIO 8
1 INTRODUCcedilAtildeO 9
2 FUNDAMENTACcedilAtildeO TEOacuteRICA 12
21 O composto Bi3Ni 12
22 Estruturas Cristalinas 15
23 Siacutentese Mecacircnica 17
24 Difraccedilatildeo de Raios X 21
241 Difratocircmetro 24
25 Meacutetodo de Rietveld 26
251 Iacutendices de avaliaccedilatildeo da qualidade do refinamento 30
252 GSAS-EXPGUI 31
25 Calorimetria Diferencial de Varredura 33
3 PROCEDIMENTOS EXPERIMENTAIS 36
31 Produccedilatildeo da Amostra 36
32 Siacutentese Mecacircnica 36
33 Difraccedilatildeo de Raios X 39
34 Refinamento pelo Meacutetodo de Rietveld 41
35 Tratamento Teacutermico 42
36 Calorimetria Diferencial de Varredura (DSC) 43
4 RESULTADOS E DISCUSSOtildeES 44
41 Evoluccedilatildeo estrutural 44
42 Medidas de DRX in situ 53
43 Calorimetria Diferencial de Varredura (DSC) 59
44 Tratamento teacutermico 62
5 CONCLUSAtildeO 66
6 REFEREcircNCIAS 68
9
1 INTRODUCcedilAtildeO
Os materiais nanoestruturados satildeo definidos como materiais policristalinos de fase
simples ou multifaacutesicos com tamanho de gratildeo na ordem de nanocircmetros tipicamente menores
que 100 nm [1]
O estudo e a pesquisa dos materiais nanoestruturados vem nos uacuteltimos anos
despertando interesse na comunidade cientiacutefica Por causa dessas pequenas dimensotildees esses
materiais satildeo estruturalmente caracterizados por uma grande fraccedilatildeo volumeacutetrica de contornos
de gratildeo ou interfaces os quais podem alterar significativamente uma variedade de
propriedades fiacutesicas e quiacutemicas quando comparadas aos materiais cristalinos convencionais
(normalmente denominados bulk) [2]
Pode-se exemplificar essas mudanccedilas nas propriedades fiacutesicas utilizando-se como
exemplo o comportamento do ouro (Au) que apresenta uma reduccedilatildeo em seu ponto de fusatildeo
quando se encontra na forma nanoestruturada Enquanto que na forma de bulk o ouro possui
ponto de fusatildeo de aproximadamente 1064 degC na forma nanomeacutetrica (com cristais menores
que 5 nm) seu ponto de fusatildeo eacute da ordem de 300 degC [3]
Os materiais nanoestruturados podem ser sintetizados de diversas formas como por
exemplo eletrodeposiccedilatildeo [4] spray pyrolysis [5] sol-gel [6] deposiccedilatildeo de vapor fiacutesico [7]
solidificaccedilatildeo raacutepida [8] siacutentese mecacircnica [9] dentre outros As metodologias e teacutecnicas de
siacutentese podem alterar consideravelmente as propriedades dos compostos resultantes isso se
deve ao fato desses materiais nanoestruturados serem metaestaacuteveis e suas propriedades
dependerem do modo de preparaccedilatildeo da variaccedilatildeo do tempo temperatura pressatildeo Em geral
nos materiais nanoestruturados a componente interfacial ou contornos de gratildeo podem
corresponder a ateacute 50 do volume do material [10]
Neste trabalho utilizou-se a teacutecnica de siacutentese mecacircnica (SM) para produccedilatildeo de um
composto contendo bismuto e niacutequel a qual possibilita a produccedilatildeo de nanoestruturados em
temperaturas proacutexima a ambiente obtenccedilatildeo de ligas com elementos de alto ponto de fusatildeo
aleacutem de promover a deformaccedilatildeo plaacutestica das ceacutelulas unitaacuterias
O bismuto eacute um elemento quiacutemico de siacutembolo Bi com nuacutemero atocircmico (Z) igual a 83
e massa atocircmica igual a 2089 gmol Na temperatura ambiente o bismuto encontra-se no estado
soacutelido possuindo temperatura de fusatildeo de aproximadamente 271degC Eacute um elemento pesado
10
fraacutegil trivalente cristalino de coloraccedilatildeo rosaacutecea que se assemelha quimicamente ao arsecircnio e
ao antimocircnio
Eacute o mais diamagneacutetico de todos os metais e com a condutividade teacutermica mais baixa
entre todos os elementos exceto do mercuacuterio De todos os metais eacute o que menos conduz
corrente eleacutetrica O bismuto possui ceacutelula unitaacuteria romboeacutedrica e grupo espacial R-3m
A Figura 1 ilustra a ceacutelula unitaacuteria do Bi projetada nos eixos a b c e em uma perspectiva que
possibilita uma visualizaccedilatildeo tridimensional do elemento [11]
Figura 1 Projeccedilatildeo dos eixos a b c e em perspectiva respectivamente do Bi (ICSD 64703)
O niacutequel eacute um elemento quiacutemico de siacutembolo Ni nuacutemero atocircmico 28 e de massa
atocircmica 587 gmol Na temperatura ambiente encontra-se no estado soacutelido possuindo
temperatura de fusatildeo de aproximadamente 1455degC Eacute um metal de transiccedilatildeo de coloraccedilatildeo
branco-prateada condutor de eletricidade e calor duacutectil e maleaacutevel sendo bastante resistente
a corrosatildeo A amostra utilizada neste trabalho possui ceacutelula unitaacuteria cuacutebica e grupo espacial
Fm-3m A Figura 2 ilustra a ceacutelula unitaacuteria do Ni projetada no eixo a e em uma perspectiva que
possibilita uma visualizaccedilatildeo tridimensional do elemento [11]
Figura 2 Projeccedilatildeo do eixo a e em perspectiva respectivamente do Ni (ICSD 41508)
11
Este trabalho teve como objetivos sintetizar por moagem mecacircnica o composto de
Bi3Ni nanoestruturado realizar o estudo de suas propriedades estruturais antes e apoacutes os
tratamentos teacutermicos As principais teacutecnicas experimentais usadas nesta dissertaccedilatildeo foram a
difraccedilatildeo de raios X (DRX) para acompanhamento da evoluccedilatildeo estrutural da amostra em funccedilatildeo
do tempo de moagem o refinamento dos paracircmetros estruturais pelo meacutetodo de Rietveld
medidas DSC e de DRX in situ para estudar a estabilidade teacutermica bem como o comportamento
estrutural da amostra em funccedilatildeo da temperatura e um tratamento teacutermico para cristalizar a fase
amorfa presente
12
2 FUNDAMENTACcedilAtildeO TEOacuteRICA
21 O composto Bi3Ni
O composto intermetaacutelico Bi3Ni possui estrutura ortorrocircmbica e grupo espacial Pnma
possuindo um arranjo octaeacutedrico onde os aacutetomos de bismuto formam a matriz e os aacutetomos de
niacutequel formam uma cadeia linear [12]
Na Figura 3 projeta-se a ceacutelula unitaacuteria do Bi3Ni nos eixos a b c respectivamente
Figura 3 Projeccedilatildeo dos eixos a b e c do composto Bi3Ni em verde estaacute representado os aacutetomos de
niacutequel cartatildeo ICSD nordm 391336
Na Figura 4 representa-se o arranjo octaeacutedrico da cadeia de Bi3Ni onde eacute possiacutevel
identificar a cadeia linear formada pelo niacutequel
Figura 4 Representaccedilatildeo em perspectiva do arranjo octaeacutedrico da cadeia de Bi3Ni (ICSD 391336)
13
Relata-se na literatura que os principais meacutetodos para a obtenccedilatildeo do composto Bi3Ni
satildeo eletrodeposiccedilatildeo por meio quiacutemico ou solidificaccedilatildeo raacutepida Trabalhos cientiacuteficos
descreveram que a produccedilatildeo da amostra de Bi3Ni ocorreu por fusatildeo dos compostos Bi e Ni num
forno de resistecircncia a 1100 degC durante 3 dias [13]
O composto intermetaacutelico Bi3Ni apresenta supercondutividade a temperatura criacutetica de
41 K e embora essa caracteriacutestica seja conhecida desde 1951 escassos trabalhos tinham sido
publicados ateacute o iniacutecio do seacuteculo XXI As pesquisas no campo da supercondutividade tecircm
produzido a cada dia compostos com maiores temperaturas criticas (Tc) tal fato tem ajudado
os pesquisadores a desvendar os misteacuterios envolvendo a supercondutividade a Tc maiores que
40K [1415]
Novos trabalhos envolvendo as propriedades supercondutoras do Bi3Ni voltaram a ser
objeto de estudo especialmente apoacutes a constataccedilatildeo que alguns materiais quando submetidos a
pressatildeo tem sua temperatura criacutetica aumentada ligas contendo Fe na base de oxypnictides
(classe de material que inclui o oxigecircnio ao 15deg grupo da tabela perioacutedica grupo do nitrogecircnio)
apresentaram Tc de 43 K tal elevaccedilatildeo foi tambeacutem constatada com a substituiccedilatildeo de alguns
elementos na composiccedilatildeo das ligas obtendo-se Tc de 55K (SmFeAsO1-xFx) [16]
Recentemente um composto que contem CeNi08Bi2 passou a ser estudado como
componente na formaccedilatildeo de compostos do grupo de oxypnictides Estudos com espectroscopia
de tunelamento revelaram que o Bi3Ni eacute um supercondutor fortemente ligado [17]
A supercondutividade e o ferromagnetismo dois estados fundamentais da mateacuteria
condensada observam-se como sendo altamente competitivos em quase todos os materiais
Interaccedilotildees predominantemente ferromagneacuteticas destroem a supercondutividade por criarem
uma transiccedilatildeo de fase reentrante como observado nos compostos ErRh4B4 HoMo6S8 Soacute
muitos poucos compostos que foram identificados ateacute agora mostram uma coexistecircncia destes
estados fundamentais concorrentes Dentro desse escasso grupo encontra-se o Bi3Ni
nanoestruturado no qual comprovou-se a coexistecircncia de supercondutividade e
ferromagnetismo [1819]
As propriedades termodinacircmicas do composto Bi-Ni continuam sendo alvo de estudos
Recentemente diversos trabalhos sobre esse tema foram publicados [2021] Esses trabalhos
descrevem a construccedilatildeo de diagramas de fases do Bismuto com os elementos metaacutelicos Fe Cr
e Ni de onde constata-se que a mostra com Fe e Cr tecircm leve solubilidade no Bi Para
14
temperaturas menores que 920 degC a solubilidade de Fe e Cr em Bi(Liacutequido) eacute menor que 10-3 em
at Por sua vez o niacutequel dissolve-se prontamente em Bi(L) O niacutequel eacute o uacutenico componente de
accedilo inoxidaacutevel que faz compostos intermetaacutelicos com Bi [12]
Pesquisas apontam para outras propriedades e aplicaccedilotildees de ligas ternaacuterias contendo os
elementos Bi e Ni A liga BiInNi contendo diversas proporccedilotildees estequiomeacutetricas foi estudada
sob a oacutetica de um possiacutevel potencial desse material como semicondutor [21]
Outra aplicaccedilatildeo recente utilizando o composto de bismuto e niacutequel vem despertando o
interesse tecnoloacutegico Sabe-se que esforccedilos crescentes tecircm sido realizados na busca por soldas
livres de chumbo adequadas devido agrave influecircncia prejudicial do chumbo ao ambiente e a sauacutede
humana As ligas agrave base de Sn com diferentes aditivos como Ag Bi Cu In Sb e Zn satildeo
potenciais candidatos como soldas livres de chumbo As ligas Sn-Bi com baixo ponto de fusatildeo
satildeo desenvolvidas para soldar os componentes sensiacuteveis agrave elevadas temperaturas [22]
Na Figura 5 apresenta-se o diagrama de fases do sistema Bi-Ni [23] Verifica-se que a
temperatura de fusatildeo do composto Bi3Ni em funccedilatildeo da maior quantidade de bismuto eacute menor
que a do composto BiNi
Figura 5 Diagrama de Fases Bi-Ni [23]
15
22 Estruturas Cristalinas
A estrutura dos materiais soacutelidos eacute resultado da natureza de suas ligaccedilotildees quiacutemicas a
qual define a distribuiccedilatildeo espacial de seus aacutetomos iacuteons ou moleacuteculas Parte dos materiais
comumente aplicados na engenharia exibe um arranjo geomeacutetrico de seus aacutetomos bem definido
constituindo assim uma estrutura cristalina Os materiais cristalinos independentemente do tipo
de ligaccedilatildeo que possuem satildeo aqueles que apresentam estrutura atocircmica tridimensional perioacutedica
de longo alcance
A partir da definiccedilatildeo de estrutura cristalina como sendo um conjunto de posiccedilotildees
atocircmicas iocircnicas ou moleculares repetitivas pode-se descrever o cristal partindo-se de uma
estrutura baacutesica que se repete ao longo de toda estrutura Essa estrutura denominada ceacutelula
unitaacuteria pode ser definida como a menor porccedilatildeo do cristal que ainda conserva as propriedades
originais dele Para definir a ceacutelula unitaacuteria adota-se valores especiacuteficos que satildeo associados agraves
unidades de medidas dos eixos de referecircncia e aos acircngulos entre esses eixos definidos como
paracircmetros de rede
Define-se entatildeo os sistemas cristalinos que incluem todas as possiacuteveis geometrias de
divisatildeo do espaccedilo por superfiacutecies planas continuas Soacute existem 7 tipos de sistemas cristalinos
que preenchem totalmente o espaccedilo Entretanto os sistemas cristalinos satildeo apenas entidades
geomeacutetricas Quando ldquocoloca-serdquo aacutetomos dentro desses sistemas formam-se redes
cristalinas[24]
Em 1848 o francecircs August Bravais demonstrou ser possiacutevel geometricamente a
construccedilatildeo de 14 tipos de ceacutelulas unitaacuterias isto eacute todas as redes cristalinas possiacuteveis podem
ser geradas por 14 tipos de ceacutelulas Essas redes satildeo chamadas redes de Bravais
Na Figura 6 pode-se identificar os 7 tipos de sistemas cristalinos (cuacutebico tetragonal
ortorrocircmbico romboeacutedrico monocliacutenico hexagonal e tricliacutenico) e as configuraccedilotildees possiacuteveis
para esses sistemas formando as 14 redes de Bravais [24]
16
Figura 6 As 14 redes de Bravais [24]
Os cristais podem ser classificados segundo os grupos pontuais de operaccedilotildees de simetria
que une suas faces Os grupos pontuais ou classes cristalinas representam a simetria ou
combinaccedilotildees de simetria que levam a um padratildeo de repeticcedilatildeo distinto Toda e qualquer
moleacutecula pode ser classificada em um dos 32 grupos pontuais possiacuteveis
Os 32 grupos pontuais possiacuteveis satildeo formados pelos 10 elementos baacutesicos de simetria e
mais 22 combinaccedilotildees entre estes Apenas 22 combinaccedilotildees satildeo possiacuteveis pois muitas levam a
repeticcedilotildees de simetria e outras satildeo incompatiacuteveis com a simetria cristalina ou seja os elementos
de simetria natildeo podem ser combinados arbitrariamente [24]
17
Uma vez que as operaccedilotildees de simetria de cada um dos 32 grupos pontuais
cristalograacuteficos satildeo aplicadas as 14 redes de Bravais tem-se 230 grupos espaciais que
descrevem de maneira uniacutevoca todo o arranjo de objetos idecircnticos dispostos num reticulo
perioacutedico infinito
23 Siacutentese Mecacircnica
Do ponto de vista termodinacircmico um cristal perfeito (um soacutelido livre de defeitos
estruturais fora do equiliacutebrio) eacute o soacutelido que apresenta a menor energia livre de Gibbs e suas
propriedades fiacutesicas satildeo bem determinadas Poreacutem na natureza eacute difiacutecil encontrar cristais livres
de defeitos Esses somente satildeo sintetizados em laboratoacuterios sob condiccedilotildees extremamente
controladas Eacute conhecido que as propriedades fiacutesicas de cristais possuindo defeitos apresentam
desvios em relaccedilatildeo agraves medidas para os cristais perfeitos Esses desvios satildeo tatildeo maiores quanto
maior for a concentraccedilatildeo de defeitos Uma variaccedilatildeo tambeacutem eacute verificada na energia livre de
Gibbs pois sabe-se que centros de defeitos armazenam energia em soacutelidos [2]
A siacutentese mecacircnica (SM) eacute uma teacutecnica de moagem de um mono poacute ou de uma mistura
de dois ou mais poacutes de um composto Eacute comum encontrar na literatura outro termo utilizado
para designar o tratamento de partiacuteculas em poacute no moinho de alta energia Normalmente
associa-se o termo siacutentese mecacircnica ou Mechanical Alloying (MA) ao processo no qual a
mistura de poacutes eacute moiacuteda em conjunto onde a transferecircncia de material que estaacute envolvida tem o
objetivo de se obter uma liga homogecircnea Por outro lado a moagem de poacutes tais como metais
puros onde a transferecircncia de material natildeo eacute necessaacuteria para a homogeneizaccedilatildeo denomina-se
simplesmente moagem mecacircnica ou Mechanical Milling (MM) [9]
De maneira praacutetica pode-se descrever o processo de siacutentese mecacircnica como a
colocaccedilatildeo da amostra no recipiente especiacutefico (normalmente chamado de jarro de moagem)
juntamente com esferas (preferencialmente do mesmo material que o recipiente) a realizaccedilatildeo
da selagem do recipiente para alguns materiais com o intuito de evitar a oxidaccedilatildeo ou ateacute
mesmo contaminaccedilatildeo realiza-se esse procedimento em um ambiente fechado (glove box) com
um gaacutes inerte e finalizando o processo tem-se a fixaccedilatildeo do recipiente no moinho e o iniacutecio do
processo de moagem [9]
18
Pode-se dividir fisicamente o processo de siacutentese mecacircnica de materiais em 4 estaacutegios
bem distintos [25]
I - Estaacutegio inicial as partiacuteculas satildeo deformadas plasticamente assumindo uma forma achatada
A ductilidade do material e energia fornecida no processo de moagem refletem diretamente na
intensidade dessa alteraccedilatildeo O acreacutescimo da aacuterea de superfiacutecie aumenta progressivamente a
probabilidade de soldagem a frio dessas partiacuteculas gerando um aumento do tamanho meacutedio da
partiacutecula
II ndash Segundo Estaacutegio as partiacuteculas satildeo soldadas a frio e requebradas favorecendo a formaccedilatildeo
de um poacute muito fino Eacute neste estaacutegio que ocorre tambeacutem a formaccedilatildeo de partiacuteculas compostas
denominadas de agregados Com o acuacutemulo de deformaccedilatildeo plaacutestica haacute um aumento do
encruamento e da resistecircncia mecacircnica das partiacuteculas Essa situaccedilatildeo aumenta a probabilidade
de fratura das partiacuteculas ou agregados
III ndash Terceiro Estaacutegio nesta fase um certo ldquoequiliacutebriordquo entre os processos de fratura e de
soldagem a frio eacute alcanccedilado Observa-se tambeacutem que as partiacuteculas alcanccedilam um tamanho fixo
Entretanto a energia livre de Gibbs continua a aumentar ateacute alcanccedilar uma saturaccedilatildeo
IV ndash Quarto Estagio eacute caracterizado pelo refinamento da microestrutura desses agregados
Na Figura 7 estatildeo ilustrados os quatro estaacutegios do processo de Siacutentese Mecacircnica
Figura 7 Representaccedilatildeo das fases presentes no processo de SM [25]
19
Eacute bem conhecido que a natureza procura estados fiacutesicos com a menor variaccedilatildeo da
energia livre de Gibbs Assim as substacircncias sob moagem mecacircnica podem ser transformadas
em novas substacircncias ou mudarem de fases cristalograacuteficas visando alcanccedilar esses estados de
menor energia Sabe-se que tais mudanccedilas envolvem determinados mecanismos fiacutesicos como
por exemplo difusatildeo atocircmica atraveacutes de contornos de gratildeos Os mecanismos fiacutesicos envolvidos
no processo SM ainda natildeo satildeo completamente entendidos [9]
Do ponto de vista estrutural cada poacute constituindo a mistura pode ser visto como sendo
formado por duas componentes uma cristalina que eacute sua estrutura cristalograacutefica original e
outra formada pelos centros de defeitos que eacute chamada de componente interfacial Em geral
nos materiais nanoestruturados a componente interfacial ou contornos de gratildeo podem
corresponder a ateacute 50 do volume do material [10]
A Figura 8 ilustra esquematicamente os cristalitos formado por ciacuterculos pretos e o
contorno de gratildeo por ciacuterculos brancos
Figura 8 Modelo de um material nanomeacutetrico Os ciacuterculos pretos e brancos representam
respectivamente a componente cristalina e a interfacial [10]
Embora a sistemaacutetica de preparaccedilatildeo e execuccedilatildeo da SM pareccedila ser simples o processo
possui diversas variaacuteveis que satildeo determinantes na qualidade e nas caracteriacutesticas do produto
final
A dimensatildeo das esferas utilizadas no processo interfere na eficiecircncia de moagem
Esferas grandes otimizam o processo desde que associadas a uma velocidade que permita a
20
transferecircncia da energia de impacto as partiacuteculas do poacute Aleacutem da dimensatildeo a massa das esferas
tambeacutem influencia no resultado final
A BPR (ball-to-powder weight ratio) ou razatildeo entre a massa das esferas e a massa do
poacute possui um efeito significante no tempo necessaacuterio para alcanccedilar uma fase particular na
amostra que estaacute sendo moiacuteda A BPR eacute inversamente proporcional ao tempo exigido na
moagem os valores de BPR podem variar de 11 ateacute valores de 220 1 Contudo BPR muito
grande pode gerar reaccedilotildees indesejaacuteveis como aumento na geraccedilatildeo de calor o que afetaria a
constituiccedilatildeo do poacute [2627]
A velocidade de rotaccedilatildeo do moinho estaacute diretamente associada agrave energia aplicada
atraveacutes de colisotildees das esferas com a amostra assim como na temperatura de processo da SM
Cada moinho possui uma velocidade criacutetica que define a otimizaccedilatildeo do desempenho do
processo Dessa forma deve-se analisar o quanto pode ser vantajoso ou prejudicial uma
temperatura elevada durante o processo da SM
Em alguns casos onde a difusatildeo eacute exigida para promover a homogeneizaccedilatildeo eou fusatildeo
do poacute pode ser vantajosa a elevaccedilatildeo da temperatura Poreacutem em outros casos o aumento da
temperatura pode acelerar o processo de transformaccedilatildeo e resultar na decomposiccedilatildeo de soluccedilotildees
soacutelidas supersaturadas ou outras fases metaestaacuteveis formadas durante a moagem tornando-se
uma desvantagem [26 27]
O paracircmetro mais importante para otimizaccedilatildeo do processo de siacutentese mecacircnica eacute a
determinaccedilatildeo do tempo de execuccedilatildeo Normalmente o tempo de moagem eacute escolhido com o
propoacutesito de conseguir um estado intermediaacuterio entre os estados de fratura e a fusatildeo a frio das
partiacuteculas do poacute A determinaccedilatildeo do tempo seraacute feita com base em vaacuterios paracircmetros como os
anteriormente mencionados Por isso eacute importante considerar que o niacutevel de contaminaccedilatildeo
pode aumentar e algumas fases indesejaacuteveis podem ser formadas quando o poacute eacute moiacutedo por
tempos maiores que o necessaacuterio [27]
A descriccedilatildeo das variaacuteveis adotadas durante o processo de SM eacute fundamental para
garantir a reprodutibilidade bem como para o estudo das influencias que cada paracircmetro pode
exercer sobre as caracteriacutesticas da amostra apoacutes o termino do processo [282930]
Assim apresenta-se na tabela 1 os principais paracircmetros relacionados a
reprodutibilidade do processo de siacutentese mecacircnica
21
Tabela 1 Principais variaacuteveis envolvidas no processo de siacutentese mecacircnica
24 Difraccedilatildeo de Raios X
A difraccedilatildeo de Raios X (DRX) eacute uma teacutecnica poderosa utilizada principalmente quando
se deseja realizar a caracterizaccedilatildeo estrutural de materiais Entretanto sua aplicaccedilatildeo eacute bem mais
ampla e versaacutetil sendo utilizada tambeacutem em aacutereas como a fiacutesica quiacutemica geologia
biotecnologia
Os raios X possuem energia suficiente para penetrarem nos soacutelidos e dessa forma se
mostram apropriados para investigarem estruturas internas Pode-se gerar raios X em
laboratoacuterio tanto pela desaceleraccedilatildeo dos eleacutetrons num alvo metaacutelico quanto pela excitaccedilatildeo dos
eleacutetrons dos aacutetomos alvo O primeiro processo fornece um espectro continuo e largo o segundo
fornece linhas acentuadas no espectro O meacutetodo normalmente utilizado nos equipamentos de
laboratoacuterio consiste em gerar os raios X fazendo com que um eleacutetron de alta energia gerado no
caacutetodo do tubo catoacutedico colida com um alvo metaacutelico acircnodo [31]
O feixe de raios X possui comprimento de onda (λ) caracteriacutestico que varia de acordo
com o material do acircnodo Para aplicaccedilotildees em cristalografia os comprimentos de onda mais
utilizados variam de 05 a 25 Ǻ Tal fato se justifica em virtude da proximidade desses valores
as menores distancias interatocircmicas observadas em materiais orgacircnicos e inorgacircnicos
PARAcircMETROS ENVOLVIDOS NO PROCESSO
1 Tipo de moinho usado
2 Tipo e material dos recipientes de moagem
3 Velocidade de moagem
4 Tempo de moagem
5 A BPR
6 Atmosfera de moagem
7 Agentes de controle de processo
8 Temperatura de moagem
22
O processo fiacutesico de espalhamento de difraccedilatildeo de raios X eacute o espalhamento elaacutestico dos
foacutetons pelos aacutetomos do material analisado que estatildeo dispostos na rede cristalina O
espalhamento ocorre quando o feixe de raios X atinge as nuvens eletrocircnicas que formam os
planos de um soacutelido cristalino em um determinado acircngulo onde uma porccedilatildeo da radiaccedilatildeo eacute
espalhada pela camada de aacutetomos superficiais e a outra parte do feixe natildeo espalhada penetra
na segunda camada de aacutetomos onde outra fraccedilatildeo eacute espalhada e o restante passa para terceira
camada e assim sucessivamente [3132] Pode-se observar uma representaccedilatildeo desse fenocircmeno
na Figura 9
Figura 9 Representaccedilatildeo geomeacutetrica da Lei de Bragg [28]
A teoria baacutesica que define o estudo de materiais cristalinos por difraccedilatildeo de raios X
baseia-se no princiacutepio de que as distribuiccedilotildees espaciais dos eleacutetrons no material definem
diferentes planos atocircmicos portanto esses planos atocircmicos espalham os raios X ndash vistos como
ondas ndash causando interferecircncia construtiva e destrutiva que se manifestam no padratildeo de raios
X como maacuteximos e miacutenimos respectivamente [33]
A ocorrecircncia de maacuteximos e miacutenimos pode ser explicada utilizando-se a Lei de Bragg
Utilizando o auxiacutelio geomeacutetrico da Figura 9 pode-se verificar que o caminho oacutetico percorrido
pelos raios X incidentes no primeiro plano do material eacute diferente do caminho percorrido pelos
feixes refratados no segundo plano A diferenccedila de caminho (δ) pode ser descrita como
δ = 2dhkl119904119890119899120579 (1)
Essa diferenccedila de percurso gera uma diferenccedila de fase (∆120593) entre as ondas refletidas que pode
ser expressa por
23
∆120593 = 2120587 δλfrasl (2)
onde λ eacute o comprimento de onda do feixe de raios X incidente Para um cristal perfeito e infinito
haveraacute interferecircncia construtiva somente quando δ = nλ onde n eacute um nuacutemero inteiro
Dessa forma a condiccedilatildeo para ocorrecircncia de interferecircncia construtiva pode ser expressa como
2119889ℎ119896119897119904119890119899120579 = 119899 λ (3)
Essa relaccedilatildeo eacute conhecia como a Lei de Bragg
Desse modo se o cristal for rotacionado cada conjunto de planos iraacute difratar a radiaccedilatildeo
quando o valor de 2dsenθ satisfizer a equaccedilatildeo Assim os dados de difraccedilatildeo satildeo coletados para
o cristal como um todo O arranjo de feixes difratados considerados em conjunto eacute
denominado padratildeo de difraccedilatildeo de cristal Se o material analisado estiver na forma de um poacute
de pequenos cristalitos aleatoriamente arranjados cada cristalito iraacute produzir seu proacuteprio padratildeo
de difraccedilatildeo [34]
Um ponto importante a ser considerado eacute que a intensidade determinada
experimentalmente definida como a intensidade total de cada difraccedilatildeo e que corresponde as
aacutereas delimitadas pelas respectivas curvas eacute maior que a prevista pela Lei de Bragg Tal
diferenccedila entre o padratildeo real e o previsto por Bragg reside no fato de o cristal natildeo ser perfeito
e nem infinito aleacutem dos feixes de raios X natildeo serem totalmente monocromaacuteticos e a radiaccedilatildeo
incidente natildeo corresponder a feixes perfeitamente paralelos Por tudo isso ao se observar um
padratildeo de raios X verifica-se que os picos possuem a forma de uma funccedilatildeo Gaussiana e natildeo a
de uma funccedilatildeo delta como previsto pela lei de Bragg Assim para valores ligeiramente
diferentes dos acircngulos de Bragg ocorreraacute tambeacutem difraccedilatildeo [35]
Se o material analisado for um liacutequido ou um soacutelido natildeo cristalino (amorfo) o padratildeo
obtido se caracteriza por uma quase completa ausecircncia de periodicidade uma certa ordem
apenas a pequenas distacircncias (de curto alcance) e uma preferecircncia estatiacutestica para uma distacircncia
interatocircmica particular Como consequecircncia os padrotildees tendem a possuir apenas um ou dois
picos alargados
Na Figura 10 ilustra-se as diferenccedilas tiacutepicas observadas nos padrotildees de difraccedilatildeo para
amostras de um cristal perfeito (A) um cristal real (B) e um liquido ou material amorfo (C)
24
Figura 10 Padratildeo de difraccedilatildeo para Cristal perfeito cristal real e liquido ou amorfo respectivamente
O estudo da direccedilatildeo e da intensidade do feixe difratado eacute importante pois permite obter
conclusotildees sobre o fator de estrutura de materiais cristalinos e de materiais amorfos As
intensidades relativas da difraccedilatildeo de estruturas cristalinas dependem do conteuacutedo da ceacutelula
unitaacuteria quanto ao nuacutemeros de eleacutetrons nos aacutetomos posiccedilotildees atocircmicas e da distribuiccedilatildeo
eletrocircnica nos aacutetomos Tem-se entatildeo o fator de estrutura que estaacute diretamente relacionado com
a intensidade das ondas espalhadas no fenocircmeno de difraccedilatildeo em materiais
241 Difratocircmetro
O difratocircmetro eacute constituiacutedo basicamente por um tubo de raios X um porta amostra
onde se incide a radiaccedilatildeo e um detector moacutevel Nos equipamentos modernos a geometria de
Bragg-Brentano se manteacutem com a diferenccedila de que a amostra permanece na posiccedilatildeo horizontal
podendo se movimentar apenas quando se utiliza um sistema de rotaccedilatildeo horizontal sobre o eixo
da amostra Nessa geometria um feixe de radiaccedilatildeo monocromaacutetica incide na amostra em forma
de poacute rotacionada de um acircngulo θ enquanto os dados satildeo coletados por um detector que se
move de 2θ [3637]
Uma representaccedilatildeo esquemaacutetica do funcionamento de um difratocircmetro pode ser vista
na Figura 11 Neste esquema verifica-se que o feixe de Raios X gerado pela fonte (A) sai do
tubo passando pela janela de beriacutelio em forma de uma linha O mesmo passa pela fenda soller
de placas paralelas passando em seguida pela fenda divergente e pela maacutescara que controlam
25
a aacuterea dos Raios X que incidem sobre a amostra (B) O feixe difratado passa pelas fendas anti-
espalhamento de recebimento e soller incidindo no detector (C) apoacutes passar por um
monocromador [353637]
Figura 11 Representaccedilatildeo esquemaacutetica de um Difratocircmetro [35]
As fendas soller tecircm como funccedilatildeo diminuir a divergecircncia axial de um feixe de raios X
A fenda divergente eacute utilizada para limitar a divergecircncia lateral do feixe de raios X de modo
que a superfiacutecie da amostra receba o maacuteximo possiacutevel da radiaccedilatildeo e ao mesmo tempo a
irradiaccedilatildeo do porta amostra seja evitada A maacutescara tem a funccedilatildeo de limitar a aacuterea linear
iluminada sobre a amostra [3839]
O feixe difratado eacute normalmente expresso atraveacutes de picos que se destacam do
background (ou linha de base) registrados num difratograma de intensidade versus o acircngulo
2θ As intensidades obtidas em acircngulos 2θ representadas atraveacutes dos picos nos difratogramas
correspondem agrave difraccedilatildeo do feixe incidente por um determinado conjunto de planos do cristal
que possuem mesma distacircncia interplanar cada qual com iacutendices de Miller hkl (reflexotildees hkl)
A intensidade a posiccedilatildeo angular (2θ) ou distacircncia interplanar (d) e o perfil satildeo as informaccedilotildees
obtidas de cada pico Cada composto cristalino apresenta um padratildeo difratomeacutetrico
caracteriacutestico permitindo sua identificaccedilatildeo atraveacutes das posiccedilotildees angulares e intensidades
relativas dos picos difratados [3639]
Na tabela 2 apresentam-se alguns fatores instrumentais e seus efeitos sobre as posiccedilotildees
forma e larguras dos picos de difraccedilatildeo [414243]
26
Tabela 2 Relaccedilatildeo entre os fatores instrumentais e os efeitos sobre os picos de DRX
25 Meacutetodo de Rietveld
O fiacutesico holandecircs Hugo M Rietveld desenvolveu em 1969 um meacutetodo para refinar
estruturas cristalinas a partir de modelos teoacutericos e de padrotildees de raios X (DRX) ou de necircutrons
[44 45]
O modelo matemaacutetico utilizado no Meacutetodo de Rietveld (MR) refina os perfis teoacutericos
dos picos de difraccedilatildeo de forma que estes perfis se aproximem dos perfis medidos O refinamento
possibilita determinar as propriedades cristalograacuteficas do material analisado como por
exemplo orientaccedilotildees preferenciais (textura) em alguns casos o tamanho meacutedio e a
microdeformaccedilatildeo de cristalitos e as dimensotildees da cela unitaacuteria [44]
Para executar o refinamento de estruturas o MR faz comparaccedilotildees do perfil real de uma
amostra (o observado ou experimental) com espectros teoacutericos calculados a partir de misturas
hipoteacuteticas de fases (o calculado) Compara-se pontualmente os valores obtidos atraveacutes da
diferenccedila entre as intensidades
Os valores satildeo ajustados utilizando-se o meacutetodo dos miacutenimos quadrados ateacute se
conseguir a melhor concordacircncia possiacutevel do padratildeo experimental com o calculado [46]
A diferenccedila entre as intensidades isto eacute a quantidade minimizada no refinamento eacute dada
pela seguinte expressatildeo
Sy = sum 120596119894(119910119894 minus 119910119888119894)2
119894 (4)
FATOR INSTRUMENTAL EFEITO SOBRE O PICO
Alinhamento e colimaccedilatildeo do feixe Afeta na largura e simetria dos picos
Excentricidade da amostra Influecircncia a largura e posiccedilatildeo dos picos
Planaridade da superfiacutecie da
amostra Produz assimetria dos picos em baixos acircngulos
Absorccedilatildeotransparecircncia da amostra Causa deslocamento dos picos alargamento e assimetria
principalmente em amostras com coeficientes de absorccedilatildeo
Tamanho das partiacuteculas e micro
deformaccedilatildeo da rede Causa variaccedilatildeo na largura e forma dos picos
27
Onde 120596119894 representa a intensidade observada no i-eacutesimo ponto (sendo expresso por 120596119894 =
1 119910119894frasl ) e 119910119894 representa a intensidade observada e 119910119888119894 a intensidade calculada [46]
As medidas precisas de intensidades dadas em intervalos de 2θ o incremento de 2θ
constante um modelo inicial proacuteximo a estrutura real da amostra satildeo alguns requisitos que
devem ser analisados antes de se iniciar o refinamento
Deve-se ficar claro que o MR natildeo se trata de um software os programas satildeo utilizados
para realizar os caacutelculos matemaacuteticos requeridos pelo meacutetodo Existem diversos programas
computacionais que usam o MR dentre eles o pacote de programas GSAS (General Structure
Analysis System) [47] e o EXPGUI [48]
Para se descrever o formato dos picos de DRX de materiais nanoestruturados
recomenda-se utilizar a funccedilatildeo perfil pseudo-Voigt de Thompson-Cox-Hasting modificada
(funccedilatildeo de perfil CW 4 no pacote GSAS [47]) que considera o modelo anisotroacutepico de Stephens
e efeitos de textura [4950]
Nesta funccedilatildeo de perfil a largura a meia altura (FWHM) das partes gaussiana (ΓG) e
Lorentziana (ΓL) eacute expressa da seguinte forma
Γ119866 = [(119880 + (1 minus 120578)2119889ℎ1198961198974 Γ119878
2(ℎ119896119897))1199051198861198992120579 + 119881119905119886119899120579 + 119882 +119875
1198881199001199042120579]
12
(5)
e
Γ119871 = 120578119889ℎ1198961198972 Γ119878(ℎ119896119897) 119905119886119899120579 +
119883+119883119890119888119900119904120601
119888119900119904120579 (6)
Onde dhkl eacute a distacircncia entre os planos da rede e θ eacute o acircngulo de Bragg Na parte gaussiana os
paracircmetros V e W dependem dos instrumentos Os paracircmetros P e o termo X + Xecosφ
descrevem respectivamente as contribuiccedilotildees Gaussianas e Lorentzianas para o tamanho de
cristalito Os paracircmetros P e X correspondem ao tamanho de cristalito isotroacutepico enquanto Xe
expressa efeitos de tamanho de cristalito anisotroacutepicos φ eacute o acircngulo entre o vector de reflexatildeo
e o seu respectivo eixo de ampliaccedilatildeo
O paracircmetro de tensatildeo isotroacutepica U e o paracircmetro de tensatildeo anisotroacutepica ΓS (hkl)
expressam o alargamento de pico causado por deformaccedilotildees na rede cristalina ΓS (hkl) eacute uma
28
funccedilatildeo do alargamento (hkl) e depende da simetria de cristal [4950] O paracircmetro η eacute um
coeficiente de mistura que determina as contribuiccedilotildees do alargamento gaussiano (η = 0) e
Lorentziano (η = 1)
O tamanho de cristalito aparente pode ser determinado pela formula de Scherrer
Considerando o refinamento de todos esses paracircmetros para ajustar as larguras de linha e
assumindo que a contribuiccedilatildeo da distribuiccedilatildeo de tamanho de cristalitos eacute anisotroacutepica isto eacute
fazendo P = 0 na equaccedilatildeo 5 pode-se calcular o tamanho de cristalito (lang119889rang) pela seguinte foacutermula
[52]
lang119889rang =(18000119870120582)
119871119909120587 (7)
Considerando tambeacutem que as microtensotildees satildeo isotroacutepicas e fazendo ΓS (hkl) =0 na
equaccedilatildeo 6 pode-se calcular seu percentual pela foacutermula contida no Manual do GSAS [52]
assim a microdeformaccedilatildeo (ε) pode ser expressa por
120576 =120587
18000radic(81198971198992)(119866119880 minus 119866119880119900)100 (8)
Onde GUo eacute o valor previamente obtido do material padratildeo utilizado na calibraccedilatildeo do
equipamento Os valores obtidos para a amostra padratildeo satildeo considerados como iniciais para
paracircmetros ajustaacuteveis e mantidos fixos para os demais durante o ajuste de difratogramas de
amostras em estudo [53]
Durante o refinamento pelo meacutetodo de Rietveld um conjunto de paracircmetros varaacuteveis eacute
calculado e refinado em relaccedilatildeo aos dados digitalizados do difratograma abaixo apresenta-se
um breve detalhamento desses paracircmetros [414243]
29
1- Fator de escala corresponde agrave correccedilatildeo de proporcionalidade entre o padratildeo
difratomeacutetrico calculado e o observado
2- Linha de base (background) eacute corrigida a partir de dados coletados no proacuteprio
difratograma e da interpolaccedilatildeo entre estes pontos Eacute importante conhecer o
comportamento da linha de base jaacute que esta fornece informaccedilotildees a respeito da presenccedila
de fases amorfas na amostra e pode ser incluiacuteda em uma rotina de quantificaccedilatildeo das
fases envolvidas
3- Perfil de pico conjunto de funccedilotildees analiacuteticas em que se modelam efeitos relacionados
ao perfil Algumas equaccedilotildees analiacuteticas satildeo propostas para corrigir estes efeitos como
as equaccedilotildees Gaussiana Lorentziana e de assimetria
4- Paracircmetros da ceacutelula Podem ser corrigidos pela Lei de Bragg (nλ=2dsenθ) onde o
espaccedilamento d estaacute relacionado aos iacutendices de Miller e portanto aos paracircmetros de
ceacutelula (a b c α β γ) A indexaccedilatildeo dos picos eacute feita levando-se em conta os paracircmetros
da ceacutelula e a intensidade calculada o que mostra certa vantagem em relaccedilatildeo a teacutecnicas
convencionais pois todos os paracircmetros que influenciam na discrepacircncia dos valores
de d satildeo refinados conjuntamente com os das intensidades
5- Fator de estrutura os paracircmetros variaacuteveis deste fator satildeo posiccedilotildees atocircmicas fatores
de temperatura isotroacutepicos ou anisotroacutepicos e o nuacutemero de ocupaccedilatildeo
6- Deslocamento paracircmetros de correccedilatildeo dos deslocamentos devido agrave fuga do ponto focal
da oacuteptica do difratocircmetro
7- Orientaccedilatildeo preferencial correccedilatildeo de problemas gerados na preparaccedilatildeo de amostra
Trabalhos da literatura mostram que a reduccedilatildeo computacional da orientaccedilatildeo preferencial
tem eficiecircncia limitada daiacute a preocupaccedilatildeo em controlar este efeito durante a preparaccedilatildeo
da amostra
30
251 Iacutendices de avaliaccedilatildeo da qualidade do refinamento
A qualidade do refinamento deve ser verificada atraveacutes de indicadores estatiacutesticos
numeacutericos que satildeo utilizados durante o processo iterativo (caacutelculos) e apoacutes o teacutermino deste
para aferir se o refinamento estaacute se procedendo de modo satisfatoacuterio [46]
Os refinamentos realizados no software GSAS [47] devem ser acompanhados no que
diz respeito a convergecircncia ao miacutenimo global por iacutendices de confiabilidade para julgar a
qualidade dos mesmos dentre eles o Rwp (R ponderado) e o 1205362 chamado de ldquogoodnees of fit
os quais estatildeo relacionados com o perfil do difratograma [46]
O Rwp eacute expresso por
119877119908119901 = ( radicsum 120596119894(119910119894minus 119910119888119894)2
119894
sum 120596119894(119910119894)2119894
) 119909 100 (9)
O denominador do Rwp eacute a funccedilatildeo de minimizaccedilatildeo (equaccedilatildeo 4) Esse eacute o iacutendice que deve
ser analisado para verificar se o refinamento estaacute convergindo Se o valor de Rwp estaacute
diminuindo entatildeo o refinamento estaacute sendo bem-sucedido Bons refinamentos fornecem
valores de Rwp da ordem de 2 a 10 tipicamente se encontram entre 10 e 20 [46]
O Rexp eacute o valor estatisticamente esperado sendo expresso conforme [54]
119877119890119909119901 = [(119873minus119875)
sum 119908119894(119910119894(119900119887119904))sup2]
12frasl
(10)
Por sua vez o 1205362 eacute definido como
1205942 = 119877119908119901
119877119890119909119901 (11)
Trata-se de um iacutendice frequentemente utilizado estando relacionado agrave qualidade do
ajuste entre o difratograma calculado e o observado Espera-se que seu valor seja equivalente a
10 em um refinamento perfeito sendo que na praacutetica valores em torno de 50 caracterizam
refinamentos otimizados [43] O Rexp utilizado para se determinar o valor de 1205362 eacute o valor
estatisticamente esperado para o Rwp
31
252 GSAS-EXPGUI
O diagrama de blocos da Figura 12 descreve os procedimentos a serem seguidos para se
iniciar um refinamento no software EXPGUI [48]
Figura 12 Diagrama de blocos com ordem dos procedimentos para iniacutecio do refinamento no EXPGUI
Iniciar o programa
Adicionar as fases
Inserir o Difratograma Experimental
Inserir o arquivo PRM
Escolha da funccedilatildeo de background
powpref
genles
Abertura do programa com criaccedilatildeo de um novo arquivo referente ao
refinamento que seraacute iniciado
A adiccedilatildeo das fases presentes na amostra normalmente utiliza-se arquivos
com as informaccedilotildees cristalograacuteficas com a extensatildeo cif
Insere-se o arquivo contendo o difratograma experimental (com a extensatildeo
gsas)
Inserir o PRM O arquivo PRM conteacutem informaccedilotildees instrumentais do
difratocircmetro utilizado como por exemplo o nome do difratocircmetro o
comprimento de onda da radiaccedilatildeo utilizada a polarizaccedilatildeo e os paracircmetros de
perfil relacionados ao alargamento instrumental
O passo seguinte eacute a escolha da funccedilatildeo de background e o nuacutemero de termos
que se iraacute utilizar O programa dispotildee de 8 tipos de funccedilotildees background Na
sequecircncia deve-se escolher a funccedilatildeo de perfil que iraacute modelar os picos de
difraccedilatildeo O GSAS possui cinco funccedilotildees Nesse trabalho utilizou-se a funccedilatildeo
nuacutemero 4
Preparar e carregar os dados
Prepara para rodar os ciclos de refinamento
32
Concluiacutedo os processos descritos na Figura 12 inicia-se o refinamento dos paracircmetros
vale ressaltar que a utilizaccedilatildeo da funccedilatildeo perfil pseudo-Voigt de Thompson-Cox-Hasting
modificada embora seja mais interessante para refinamentos de estruturas ela pode apresentar
alguma complicaccedilatildeo devido agrave grande quantidade de paracircmetros altamente correlacionados (GU
GV GW GP LX) que tornam a convergecircncia um desafio agrave paciecircncia
Entretanto a sua aplicaccedilatildeo pode ser significativamente simplificada se um refinamento
preacutevio de uma amostra padratildeo for realizado e os paracircmetros instrumentais obtidos forem
usados como paracircmetros iniciais para o refinamento do material desejado [46]
Na Figura 13 apresenta-se um print da interface do EXPGUI Durante os procedimentos
de refinamento
Figura 13 Interface do EXPGUI para refinamento dos paracircmetros
Para refinamento dos paracircmetros o conhecimento da correlaccedilatildeo de cada fator torna mais
faacutecil o sucesso e a qualidade final do refinamento Escolhendo-se a funccedilatildeo de perfil 4 tem-se as
seguintes correlaccedilotildees mostradas na tabela 3
33
Tabela 3 Correlaccedilotildees e definiccedilotildees para as variaacuteveis envolvidas no refinamento pelo MR no EXPGUI
PARAcircMETRO CORRELACcedilAtildeO NO MODELO REFINADO
GV e GW Definem a largura da gaussiana relacionada ao alargamento instrumental
GU Define a largura da gaussiana relacionada agrave micro deformaccedilatildeo da rede
GP Define a largura da gaussiana relacionada ao tamanho de cristalito
LX Define a largura da lorentziana relacionada ao tamanho de cristalito
PTEC Avalia a anisotropia do tamanho de cristalito relacionada ao alargamento de
Lorentz
SHKL Define a micro deformaccedilatildeo da rede relacionada ao alargamento de Lorentz Seu
nuacutemero de termos depende da simetria de Laue
TRNS Descreve a profundidade de penetraccedilatildeo dos raios X em uma amostra
SHFT Determina o deslocamento em 2θ devido agrave posiccedilatildeo da amostra no porta amostra
SFEC Avalia a anisotropia quando haacute falhas de empilhamento da rede
ETA Eacute o termo de mistura entre as contribuiccedilotildees de Gauss e de Lorentz
SL e HL Satildeo termos de assimetria relacionados agrave divergecircncia axial
25 Calorimetria Diferencial de Varredura
A calorimetria diferencial de varredura (Differential Scanning Calorimetry- DSC) eacute um
meacutetodo de medida bem estabelecido e usado numa ampla escala em diferentes aacutereas de
pesquisa Com as medidas de DSC eacute possiacutevel investigar a evoluccedilatildeo teacutermica dos materiais e
tambeacutem avaliar grandezas como pureza capacidade teacutermica calor de transiccedilatildeo transiccedilotildees
viacutetreas relaxaccedilatildeo teacutermica [2]
O sistema DSC consiste na detecccedilatildeo de um sinal eleacutetrico gerado pela diferenccedila de
temperatura entre o material de referecircncia cujo comportamento com a temperatura eacute conhecido
e o material que estaacute sendo investigado (amostra) O DSC eacute um meacutetodo calorimeacutetrico no qual
satildeo medidas diferenccedilas de energia A Figura 14 ilustra a configuraccedilatildeo de um DSC
34
Figura 14 Ilustraccedilatildeo da configuraccedilatildeo de um DSC
As curvas construiacutedas com os dados DSC permitem identificar substacircncias construir
diagramas de fase aleacutem de determinar a fraccedilatildeo de cristalinidade dos materiais A amostra natildeo
inerte pode sofrer periodicamente fenocircmenos de absorccedilatildeo ou geraccedilatildeo de calor em funccedilatildeo do
tempo temperatura e posiccedilatildeo do meio Entre os processos de absorccedilatildeo de calor (endoteacutermicos)
pode-se destacar a fusatildeo a sublimaccedilatildeo a adsorccedilatildeo e entre os processos de geraccedilatildeo de calor
(exoteacutermicos) destacam-se a cristalizaccedilatildeo e a desorccedilatildeo
De acordo com o fenocircmeno ocorrido com a amostra no interior do equipamento a curva
gerada poderaacute apresentar picos endoteacutermicos ou exoteacutermicos a associaccedilatildeo dos dados com um
diagrama de fases um DRX ou outra teacutecnica poderaacute ser necessaacuterio para se extrair informaccedilotildees
consistentes A Figura 15 ilustra as possiacuteveis configuraccedilotildees encontradas em uma curva tiacutepica
de DSC
Figura 15 Representaccedilatildeo graacutefica dos padrotildees geneacutericos de picos apresentados no DSC
35
Dentre os possiacuteveis fenocircmenos apresentados por uma amostra em um DSC pode-se
obter picos exoteacutermicos ou endoteacutermicos Pode-se calcular a energia de ativaccedilatildeo (Ea) necessaacuteria
para promover a cristalizaccedilatildeo ou a nucleaccedilatildeo de uma fase Para tanto eacute necessaacuterio conhecer
valores de temperaturas de pico de cristalizaccedilatildeo (Tc) medidas para diferentes taxas de
aquecimento constantes (τ) e aplicar esses valores na equaccedilatildeo de Kissinger mostrada abaixo
[2]
119897119899 (τ
1198791198882) = minus
119864119886
119877119879119888+ 119888 (12)
onde R = 831 Jmol K eacute a constante molar dos gases e c eacute uma constante arbitraria
36
3 PROCEDIMENTOS EXPERIMENTAIS
31 Produccedilatildeo da Amostra
Para produccedilatildeo da amostra de Bi3Ni utilizou-se a formula AxBy onde x + y =100 e as
relaccedilotildees abaixo descritas as quais permitem encontrar os valores em fraccedilatildeo da massa de cada
componente
119872119879119900119905119886119897 = (119909
119909+119910) 119872119860 + (
119910
119909+119910) 119872119861
119876119860 = (119909
119909+119910)
119872119860
119872119879119874119879119860119871 e (13)
119876119861 = (119910
119909 + 119910)
119872119861
119872119879119874119879119860119871
onde MTotal = massa total a ser pesada MA = massa do elemento A (constante na Tabela
Perioacutedica) MB = massa do elemento B (constante na Tabela Perioacutedica) QA = fraccedilatildeo da massa
do elemento A a ser pesada e QB = fraccedilatildeo da massa do elemento B a ser pesada
Considerando-se as relaccedilotildees acima a amostra composta pelos elementos quiacutemicos
Niacutequel (Ni) e Bismuto (Bi) foi produzida com a massa total de 3 gramas sendo 026 gramas
de Ni (Alfa Aesar com 9995 de pureza e com tamanho de partiacutecula de minus100 mesh) e 274
gramas de Bi (Alfa Aesar com 9995 de pureza e com tamanho de partiacutecula de minus100 mesh)
Para pesagem foi utilizada a balanccedila eletrocircnica de alta precisatildeo (001mg) SHIMADZU modelo
(AUW220D)
32 Siacutentese Mecacircnica
Apoacutes a preparaccedilatildeo da amostra iniciou-se a fase da moagem mecacircnica Para tal utilizou-
se o moinho High Energy Ball Mill Emax da Retsch pertencente ao Laboratoacuterio de Siacutentese e
Caracterizaccedilatildeo de Nanomateriais (LSCN) do IFAM O moinho Emax combina vantagens de
diversos tipos de moinho tais como impacto de alta frequecircncia (moinho oscilante) atrito
37
intenso (moinho oscilante de discos) e movimentos rotativos controlados do vaso de moagem
(moinho de bolas planetaacuterio) o que proporciona um oacutetimo desempenho [55]
Na Figura 16 satildeo mostradas as imagens do moinho na imagem agrave esquerda observa-se a posiccedilatildeo
de fixaccedilatildeo dos dois jarros de moagem
Figura 16 Moinho High Energy Ball Mill Emax
Os suportes de cada vaso satildeo afixados sobre dois discos que giram no mesmo sentido
movendo assim os vasos por uma trajetoacuteria circular sem que estes modifiquem sua orientaccedilatildeo
A accedilatildeo combinada da geometria dos vasos e da mecacircnica do movimento gera um forte atrito
entre as bolas a amostra e as paredes do vaso bem como uma elevada aceleraccedilatildeo que lanccedila as
bolas com forte impacto contra a amostra junto agraves paredes do vaso Disso resulta uma melhor
mistura das partiacuteculas e uma menor granulometria final [55]
O moinho possui um sistema de resfriamento por aacutegua permitindo que a elevada
aplicaccedilatildeo de energia possa ser aproveitada com eficiecircncia no processo de moagem sem que a
amostra se superaqueccedila
A amostra foi colocada no jarro de moagem juntamente com 3 esferas de accedilo inoxidaacutevel
com massa total de 2092 g resultando numa BPR aproximada de 71 O jarro de moagem foi
levado a glove box onde foi realizado o vaacutecuo do ambiente com a posterior injeccedilatildeo de gaacutes
Argocircnio e a selagem do vaso de moagem Esse procedimento teve como objetivo evitar uma
possiacutevel oxidaccedilatildeo da amostra durante a moagem mecacircnica
38
Na Figura 17 eacute possiacutevel visualizar o jarro de moagem em dois momentos sendo o
primeiro entes do fechamento com as esferas e a amostra e posteriormente durante o processo
de fechamento dentro da glove box
Figura 17 Preparaccedilatildeo e selagem do vaso de moagem
O primeiro processo de moagem da mistura foi realizado durante uma hora Apoacutes esse
tempo o jarro foi aberto e feito uma Difraccedilatildeo de Raios X (DRX) da amostra Seguiu-se entatildeo
para selagem do vaso de moagem e preparaccedilatildeo para novo ciclo de moagem O intervalo de
moagem passou a ser de 3 horas sendo realizado em trecircs etapas de 1 hora entre cada etapa
houve um intervalo de 5 minutos para resfriamento da amostra realizadas sem abertura do jarro
de moagem
No procedimento foi utilizada a rotaccedilatildeo de 1000 rpm a temperatura do vaso variou de
27 degC agrave 39 degC no final da moagem Apoacutes as 3 horas de moagem o vaso foi aberto e realizou-se
um DRX da amostra Esse processo se repetiu por seis vezes tendo gerado intervalos de tempo
de1h 4hs 7hs 10hs 13hs 16hs e 19hs de moagem
O fim da moagem foi estabelecido com base na anaacutelise dos difratogramas da amostra e
da constataccedilatildeo de equiliacutebrio na evoluccedilatildeo ou formaccedilatildeo de novas fases
39
33 Difraccedilatildeo de Raios X
As medidas de DRX foram realizadas no Laboratoacuterio de Materiais (LabMat) da UFAM
utilizando um Difratocircmetro de Raio-X modelo Empyrean da PANalytical com radiaccedilatildeo CuKα1
de 1 5406 Aring e se dividiram em duas etapas
A primeira etapa foi realizada com os intervalos de 1h 4hs 7hs 10hs 13hs 16hs e 19
horas e teve como finalidade acompanhar a evoluccedilatildeo estrutural da amostra e confirmar a
formaccedilatildeo da fase uacutenica de Bi3Ni
A Figura 18 apresenta o porta amostra em duas etapas distintas a primeira com a
amostra sendo preparada adequadamente e na segunda pronta para a realizaccedilatildeo do DRX
Figura 18 Preparaccedilatildeo da amostra para realizaccedilatildeo de DRX
Os difratogramas experimentais gerados foram submetidos agrave identificaccedilatildeo das fases
cristalinas atraveacutes de comparaccedilotildees com padrotildees difratomeacutetricos disponibilizados no banco de
dados do Inorganic Crystal Structure Database ndash ICSD
Na Figura 19 apresenta-se o goniocircmetro difratocircmetro de raio-X modelo Empyrean da
PANalytical
40
Figura 19 Difratocircmetro de Raio-X modelo Empyrean da PANalytical
Os padrotildees usados de DRX foram os seguintes
Faixa de acircngulo 10 ndash 100deg
Velocidade de escaneamento 1deg min
Tempo aproximado de realizaccedilatildeo do difratograma 45 min
Tubo de raio-X de cobre (Cu)
Voltagem 40 kV
Corrente 30 mA
Divergecircncia de fenda 10 (deg)
Dispersatildeo de fenda 10 (deg)
A segunda etapa das medidas de DRX foi realizada com uso do forno e medidas in situ
tendo sido realizadas com a amostra moiacuteda por 19 horas nas temperaturas de 250 2500 3000 e
350 0C essas medidas tiveram a finalidade de acompanhar o comportamento estrutural em
funccedilatildeo da temperatura e estudar a estabilidade teacutermica da amostra Detalhes do forno estatildeo
ilustrados nas Figuras 20
41
Figura 20 Preparaccedilatildeo da amostra e porta amostra no forno do DRX
A primeira mediccedilatildeo foi realizada a temperatura de 25 oC seguindo-se de um
aquecimento a taxa de 10 oCmin ateacute atingir a temperatura de 250 oC apoacutes atingir a temperatura
procedeu-se uma execuccedilatildeo de uma isoteacutermica por 10 minutos antes da mediccedilatildeo in situ de DRX
O procedimento foi repetido para as temperaturas de 300 oC e 350 oC conforme pode-se
observar na rampa de aquecimento da Figura 21
Figura 21 Rampa de aquecimento para medidas in situ de DRX
34 Refinamento pelo Meacutetodo de Rietveld
Para realizaccedilatildeo dos refinamentos pelo MR desta dissertaccedilatildeo utilizou-se o programa
GSAS (General Structure Analysis System) e o EXPGUI [4748]
42
Para se descrever o formato dos picos de DRX utilizou-se a funccedilatildeo perfil pseudo-Voigt
de Thompson-Cox-Hasting modificada funccedilatildeo de perfil CW 4 no pacote GSAS que considera
o modelo anisotroacutepico de Stephens e efeitos de textura [4950]
Para o coeficiente de mistura (η) que determina as contribuiccedilotildees do alargamento
gaussiano (η = 0) e Lorentziano (η = 1) nas equaccedilotildees 5 e 6 foi utilizado neste trabalho o valor
de η = 075
Os coeficientes de alargamento instrumental V e W constantes na equaccedilatildeo 5 foram
previamente obtidos a partir do DRX de uma amostra padratildeo bem cristalizada e mantidos fixos
no refinamento dos dados experimentais
Para o caacutelculo do tamanho meacutedio de cristalito com o uso da equaccedilatildeo 7 utilizou-se o
valor de K = 091 e 120582=0154056 nm
O GSAS dispotildee de 8 tipos de funccedilotildees de background neste trabalho utilizou-se a funccedilatildeo
polinomial de Chebyshev o nuacutemero de termos variou tendo sido utilizados 20 termos na funccedilatildeo
polinomial para refinamentos com a presenccedila da fase amorfa e 6 termos apoacutes a cristalizaccedilatildeo da
fase amorfa
Para iniacutecio do refinamento no programa EXPGUI foi utilizado o diagrama de blocos da
Figura 12 e para o refinamento dos paracircmetros as correlaccedilotildees da tabela 3
35 Tratamento Teacutermico
Foi realizado um tratamento teacutermico na amostra moiacuteda por 19 horas com a finalidade
de promover o relaxamento dos defeitos e tensotildees causados durante a moagem mecacircnica e a
cristalizaccedilatildeo da fase amorfa presente A partir da temperatura ambiente 25 oC iniciou-se o
aquecimento a uma taxa de 10 oCmin A temperatura final foi de 800 oC seguindo-se do
desligamento do forno que se manteve fechado ateacute que a temperatura da amostra atingisse
25 oC Em seguida a amostra foi retirada do forno e foi realizado um DRX Utilizou-se um forno
tubular com tubo de quartzo e uma atmosfera com fluxo constante de gaacutes argocircnio ilustrado
na Figura 22
43
Figura 22 Forno utilizado para realizar o tratamento teacutermico
36 Calorimetria Diferencial de Varredura (DSC)
As medidas de DSC foram realizadas na amostra moiacuteda por 19 horas em uma ceacutelula
Netzsch modelo DSC 3500 Sirius pertencente ao Laboratoacuterio de Termo ciecircncias da UFAM
Para realizaccedilatildeo das medidas utilizou-se um fluxo de proteccedilatildeo de N2 a 50 mlmin com
temperatura inicial de 25 oC e temperatura final de 550 oC
Foram realizadas quatro medidas com as taxas de transferecircncia de calor de 25 oCmin
5 oCmin 10 oCmin e 20 oCmin Foram utilizados cadinhos (porta amostra) de alumiacutenio e a
massa meacutedia de 22 mg de amostra foi utilizada nos quatro experimentos
Na Figura 23 eacute mostrada a ceacutelula Netzsch modelo DSC 3500 Sirius onde foram
realizadas as medidas e os cadinhos sendo dois fechados e um com a amostra visiacutevel
Figura 23 Equipamento utilizado para realizar o DSC
44
4 RESULTADOS E DISCUSSOtildeES
41 Evoluccedilatildeo estrutural
A Figura 24 mostra a evoluccedilatildeo estrutural durante o processo de siacutentese conforme
descrito nos procedimentos experimentais Qualitativamente podemos ver nesta figura uma
modificaccedilatildeo gradativa dos padrotildees de difraccedilatildeo O pico mais intenso da amostra moiacuteda por 1
hora corresponde ao plano (1 0 -2) do Bi precursor
Acompanhando o comportamento deste plano em especiacutefico constata-se que entre a
primeira e a quarta hora o mesmo sofre apenas uma ligeira diminuiccedilatildeo Concomitantemente
com este decreacutescimo emergem pequenos novos picos em 2θ aproximadamente entre 28 e 35o
Com 7 horas de moagem os novos picos satildeo evidentes e foram identificados junto agrave base de
dados do ICSD como a estrutura desejada Bi3Ni grupo espacial Pnma (cartatildeo nuacutemero 391336)
Em 13 horas de moagem o pico do Bi atinge seu miacutenimo e segue estaacutevel ateacute 19 h de moagem
Dada a observaccedilatildeo da estabilizaccedilatildeo estrutural o processo foi interrompido Uma anaacutelise mais
detalhada dos difratogramas seraacute mostrada e discutida na sequecircncia
Figura 24 Padratildeo de difraccedilatildeo observado para amostra e Bi3Ni durante todo intervalo de moagem
10 20 30 40 50 60 70 80
19h
16h
1h
10h
1h
7h
4h
2(graus)
1h
13h
Inte
nsid
ade (
ua
)
45
Na Figura 25 mostramos a indexaccedilatildeo das fases na primeira hora de moagem onde foi
verificada o iniacutecio da nucleaccedilatildeo do Bi3Ni Tambeacutem eacute possiacutevel observar os picos do elemento
precursor minoritaacuterio no caso o Niacutequel (cartatildeo ICSD 64703)
Figura 25 Difratograma obtido apoacutes a primeira hora de moagem
Seguindo o processo de moagem conforme descrito nos procedimentos experimentais
a amostra foi moiacuteda por mais 3 horas totalizando 4 horas de moagem os difratogramas obtidos
satildeo apresentados nas Figuras 26 e 27 Nesta etapa jaacute natildeo eacute mais possiacutevel identificar a presenccedila
dos picos referentes ao niacutequel dessa forma somente satildeo observados os picos do bismuto e do
Bi3Ni Poreacutem como verificamos na Figura 24 a nucleaccedilatildeo da liga Bi3Ni continua ocorrendo
sistematicamente
Na Figura 26 mostramos uma comparaccedilatildeo do difratograma padratildeo de Bi3Ni (cartatildeo
nuacutemero 391336 do ICSD) com o difratograma da amostra moiacuteda por 4 horas plotados em
conjunto para destacar a nucleaccedilatildeo da fase de Bi3Ni
Na Figura 27 apresenta-se o resultado do refinamento pelo meacutetodo de Rietveld para as
4 horas de moagem Eacute possiacutevel verificar um bom acordo entre o padratildeo de DRX da amostra e
o padratildeo refinado por MR Os fatores de qualidade podem ser verificados na tabela 4 Neste
refinamento obtivemos uma fraccedilatildeo de fase equivalente a 67 de Bi e 33 de Bi3Ni
46
Figura 26 Difratograma da amostra moiacuteda durante 4 horas (curva com ruiacutedo) e o padratildeo idealizado
do Bi3Ni calculado a partir do arquivo CIF (cartatildeo ICSD no 391336)
Figura 27 Padratildeo observado no DRX (4horas) calculado e residual obtidos no refinamento pelo MR
10 20 30 40 50 60 70 80
23 24 25 26 27 28 29 30 31 32 33
Inte
nsid
ade (
ua
)
2(graus)
4 horas
CIF Bi3Ni
10 20 30 40 50 60 70 80
Experimental
Calculado
Residual
Inte
nsid
ade (
u a)
2 (graus)
4 horas
25 30 35 40 45
47
Em todas as etapas do processo de moagem foram obtidos refinamentos com iacutendices de
qualidade muito semelhantes Natildeo houve alteraccedilatildeo nos acircngulos da ceacutelula unitaacuteria do composto
de Bi3Ni que permanecerem com α= β= λ = 90o Os valores obtidos para os iacutendices de avaliaccedilatildeo
da qualidade e os paracircmetros de rede encontram-se na tabela 4
Tabela 4 Valores de Rwp e 1205362 obtidos nos refinamentos realizados durante o processo de moagem
mecacircnica para o Bi3Ni
Com os resultados obtidos nos refinamentos determinou-se as contribuiccedilotildees em
porcentagem de cada fase em funccedilatildeo do tempo de moagem Verifica-se que apoacutes a primeira
hora de moagem natildeo se identifica no difratograma a presenccedila de Ni entretanto a fase de Bi3Ni
continua nucleando indicando que ainda existe niacutequel disponiacutevel para a formaccedilatildeo desta fase
Pode-se conceber algumas hipoacuteteses para este fato A primeira refere-se agrave sensibilidade do
equipamento de DRX que natildeo identifica precisamente elementos com fraccedilatildeo de fase menor
que 10 Outa hipoacutetese provaacutevel pode ser atribuiacutea a uma adesatildeo do niacutequel nas paredes do jarro
de moagem ou nas esferas de accedilo tendo em vista sua ductilidade
Na Figura 28 foi plotado a fraccedilatildeo de cada uma das fases presentes no processo de
moagem em funccedilatildeo do tempo Fica evidente que apoacutes a primeira hora a fraccedilatildeo de fase do niacutequel
eacute zero mas continua ocorrendo a nucleaccedilatildeo do Bi3Ni que estabiliza em 13 horas
TEMPO DE MOAGEM RWP 1205362 PARAcircMETROS DE REDE DO BI3NI
a (Å) b (Å) c (Å) Volume (Å3)
4 HORAS 77 139 8890(9) 4102(1) 11502(1) 41949(6)
7 HORAS 70 137 8891(3) 4106(1) 11500(1) 41986(9)
10 HORAS 71 131 8888(1) 4104(8) 11495(1) 41939(5)
13 HORAS 65 124 8893(5) 4104(3) 11507(1) 42003(2)
16 HORAS 64 124 8888(7) 4102(9) 11499(9) 41940(1)
19 HORAS 63 123 8894(1) 4105(1) 11506(5) 42012(3)
48
Figura 28 Fraccedilatildeo das fases de Ni Bi e Bi3Ni em funccedilatildeo do tempo de moagem
Utilizando-se a equaccedilatildeo 7 com os dados obtidos no refinamento pelo MR calculou-se
o tamanho meacutedio dos cristalitos de Bi3Ni em funccedilatildeo do tempo de moagem Na Figura 29
apresenta-se em forma de um graacutefico os valores obtidos Observamos que entre a quarta e a
seacutetima hora haacute um aumento aproximado de 14 no tamanho meacutedio do cristalito pode-se
atribuir esse aumento a uma possiacutevel deformaccedilatildeo plaacutestica da amostra acarretando num
acreacutescimo da aacuterea de superfiacutecie o que aumentaria progressivamente a probabilidade de
soldagem a frio dessas partiacuteculas gerando assim um aumento do tamanho meacutedio do cristalito
Entre a seacutetima e a deacutecima hora de moagem ocorre uma reduccedilatildeo de 26 no tamanho do
cristalito maior valor percentual obtido entre intervalos de moagem Entre a deacutecima sexta e a
deacutecima nona hora haacute uma estabilizaccedilatildeo no processo de reduccedilatildeo do tamanho de cristalito
Obtivemos no final do processo uma reduccedilatildeo total de aproximadamente 59 o que representa
um tamanho meacutedio de cristalito na ordem de 2653 nm
Plota-se na Figura 29 um graacutefico com tamanho meacutedio de cristalito do composto Bi3Ni
em funccedilatildeo do tempo de moagem
0 5 10 15 20
0
20
40
60
80
100
Fra
ccedilao d
e fases (
)
Tempo de moagem ( horas)
Bi
Bi3Ni
Ni
49
Figura 29 Tamanho meacutedio de cristalito de Bi3Ni em funccedilatildeo do tempo de moagem
Natildeo houve formaccedilatildeo de novas fases ou aparentemente quaisquer outras alteraccedilotildees
significativas apoacutes a deacutecima terceira hora de moagem Os uacutenicos efeitos com a continuaccedilatildeo da
moagem foram a melhora da cristalizaccedilatildeo da fase de interesse e o aumento de intensidade do
perfil referente a fase amorfa Poreacutem o processo de moagem totalizou 19 horas a finalidade
deste intervalo apoacutes a estabilizaccedilatildeo de formaccedilatildeo da fase pretendida foi verificar a possibilidade
de oxidaccedilatildeo da amostra que ficou exposta ao ambiente durante a execuccedilatildeo do DRX
Observa-se nos difratogramas da Figura 24 a formaccedilatildeo de uma acentuada elevaccedilatildeo na
linha de base entre a faixa de 2θ que vai de aproximadamente 26deg a 36deg A forma ou perfil
dessa elevaccedilatildeo eacute um forte indicio do aparecimento de uma fase amorfa Para alcanccedilar bom
acordo nos refinamentos Rietveld foram necessaacuterios 20 termos na funccedilatildeo polinomial de
Chebyshev para descrever estas linhas de base (background)
Analisando-se portanto os difratogramas referentes agraves etapas de 10 13 16 e 19 horas
eacute possiacutevel identificar o crescimento dessa fase amorfa conforme mostramos na Figura 30
4 6 8 10 12 14 16 18 20
25
30
35
40
45
50
55
Ta
ma
nh
o m
eacuted
io d
e c
rista
lito
(n
m)
Tempo de moagem (horas)
50
Estas curvas satildeo particularmente interessantes uma vez que podemos avaliar as
distacircncias R entre os primeiros vizinhos da fase desordenada aplicando a equaccedilatildeo de Ehrenfest
que pode ser expressa como [56]
2Rsen(θ) = 123λ (14)
O maacuteximo destas curvas correspondem a 2θ ~29o o que nos leva a distacircncias aproximada
de 38 Aring Esta distacircncia natildeo fere nenhum viacutenculo de distancias entre os atamos para
Ni-Ni~248 Aring Ni-Bi~ 278 Aring Bi-Bi~308 Aring Bi-O~214 Aring
Figura 30 Comparaccedilatildeo das funccedilotildees de background para a amostra moiacuteda por 10 13 16 e 19 horas
Com objetivo de avaliar com mais detalhes a estrutura nanocristalina e amorfa
realizamos medidas de difraccedilatildeo com configuraccedilotildees que produzissem uma maior qualidade nos
dados obtidos utilizamos uma cacircmara com baixo vaacutecuo e aumentamos o tempo de aquisiccedilatildeo
dos dados
A Figura 31 mostra o padratildeo obtido para a amostra final moiacuteda por 19 horas
Destacamos a evidente fase amorfa que se forma
10 20 30 40 50 60 70 80
19 horas
16 horas
13 horas
10 horas
Inte
nsid
ade (
u a)
2 (graus)
51
Figura 31 Formaccedilatildeo da fase amorfa na amostra de Bi3Ni apoacutes 19 horas de moagem
Comparando o padratildeo de DRX obtido para amostra moiacuteda por 19 horas com o
difratograma padratildeo de Bi3Ni (cartatildeo nuacutemero 391336 do ICSD) pode-se constatar a
equivalecircncia dos picos conforme apresentada Figura 32
Com os difratogramas de maior resoluccedilatildeo verificamos a presenccedila embora em uma
pequena fraccedilatildeo de Bi (ICSD no 64703) Assim como uma ligeira sugestatildeo da existecircncia de
Bi2O3 (ICSD no 41764) vislumbra-se essa fase em virtude da possiacutevel oxidaccedilatildeo da amostra
devido as sucessivas aberturas do jarro de moagem para realizaccedilatildeo do DRX entretanto
diferentemente do que se percebe para o bismuto natildeo haacute nenhum pico referente ao oxido de
bismuto
Na posiccedilatildeo de 2θ~27o existe um pico caracteriacutestico do Bi2O3 entretanto mesmo com a
melhor resoluccedilatildeo do DRX natildeo eacute possiacutevel distinguir claramente a fase do oxido de bismuto
assim durante o processo de refinamento pelo MR natildeo foi adicionada a fase relativa ao oxido
O refinamento pelo meacutetodo de Rietveld referente a amostra moiacuteda por 19h encontra-se
na Figura 33 percebe-se a boa concordacircncia obtida para a fase de interesse Bi3Ni e a fase
20 30 40 50 60 70 80
Bi
Inte
nsid
ade (
u a)
2 (graus)
Bi
20 25 30 35 40 45
52
amorfa O asterisco indicando o pico principal do Bi salienta que essa fase por contribuir
modestamente em um difratograma tatildeo complexo natildeo eacute bem ajustada
Figura 32 Difratograma da amostra moiacuteda 19h em conjunto com os CIFs de o Bi3Ni Bi e Bi2O3
Figura 33 Difratograma da amostra moiacuteda 19h e refinada por meacutetodo de Rietveld partindo dos CIFs
do Bi3Ni Bi
20 30 40 50 60 70 80
19 horas
Bi3Ni
Bi
Bi2O
3
In
tensid
ade (
u a)
2 (graus)
25 30 35 40
20 30 40 50 60 70 80
Experimental (19h)
Calculado
Residual
Inte
nsid
ade (
u a)
2 (graus)
20 25 30 35 40 45 50
53
Os trabalhos cientiacuteficos que versam sobre a produccedilatildeo e a caracterizaccedilatildeo do composto
Bi3Ni descrevem que a siacutentese pode ser realizada por vaacuterios mecanismos normalmente as
metodologias mais usadas para obtenccedilatildeo envolvem os processos em meio quiacutemico a
eletrodeposiccedilatildeo e a solidificaccedilatildeo raacutepida Em alguns casos utilizou-se longos processos teacutermicos
que envolvem a permanecircncia da amostra num forno de resistecircncia a 1100 degC durante 3 dias
[13] ou processos de sinterizaccedilatildeo com recozimento a vaacutecuo a temperatura de 1000 degC por 24
horas [15] Relata-se tambeacutem que conforme ocorreu neste trabalho algumas amostras
apresentam pequenos traccedilos de Bi em sua composiccedilatildeo final [13]
Dessa forma o primeiro desafio desse trabalho foi produzir uma fase uacutenica de Bi3Ni por
meio da moagem mecacircnica entretanto verificou-se no resultado obtido no DRX e no
refinamento pelo MR que a fase de Bi3Ni embora apresente uma fraccedilatildeo de 999 ainda possui
leves traccedilos do pico mais intenso de bismuto (indicado por um asterisco na Figura 33) Uma
proposta futura seria portanto acrescentar uma pequena quantidade de Ni para interagir com
esse Bi remanescente
42 Medidas de DRX in situ
Com o objetivo de estudar a estabilidade teacutermica e acompanhar a evoluccedilatildeo estrutural da
amostra em funccedilatildeo da temperatura foram realizadas medidas de DRX in situ conforme
descrito nos procedimentos experimentais A Figura 34 apresenta os quatro difratogramas
obtidos
A temperatura de 25 oC observa-se uma fase uacutenica do composto Bi3Ni (com jaacute
mencionado anteriormente a amostra possui uma leve indicaccedilatildeo da presenccedila de bismuto) que
possui estrutura ortorrocircmbica e grupo espacial Pnma eacute a mesma apresentada na Figura 32
A medida que aumentamos a temperatura conforme descrito na seccedilatildeo 3 Figura 21
inicia-se uma transformaccedilatildeo do composto inicial para o crescimento da fase tetragonal de Bi2O3
(ICSD no 41764) e da fase precursora de Bi Essa alteraccedilatildeo na composiccedilatildeo da amostra ocorre
em virtude da degradaccedilatildeo da fase Bi3Ni que conforme eleva-se a temperatura tem sua fraccedilatildeo
diminuiacuteda conforme verifica-se na Figura 36 Embora as medidas in situ terem sido feitas em
baixo vaacutecuo natildeo foi impedido o crescimento do Bi2O3
54
Na Figura 34 encontram-se plotados os DRX referentes as medidas realizadas em 25o
250o 300o e 350 oC as curvas foram deslocadas verticalmente para melhor comparaccedilatildeo
Figura 34 Padratildeo observado nos DRX da amostra submetida a aquecimento
A temperatura de 250 oC temos a ocorrecircncia de trecircs fases Bi3Ni Bi2O3 e Bi
O refinamento estrutural pelo meacutetodo de Rietveld estaacute mostrado na Figura 35 Mesmo tratando-
se de uma amostra com um elevado nuacutemeros de pico aleacutem da presenccedila de uma fase amorfa o
acordo entre o experimental e o calculado eacute notaacutevel Os valores dos iacutendices de avaliaccedilatildeo da
qualidade do refinamento referentes as quatro medidas realizadas encontram-se na tabela 5
20 30 40 50 60 70 80
350 0C
300 0C
250 0C
Inte
nsid
ade (
ua
)
2 (graus)
25 0C
55
Figura 35 Padratildeo obtidos no refinamento pelo MR para amostra aquecida a 250 0C
Tabela 5 Valores de Chi2 e de Rwp obtidos nos refinamentos realizados durante o processo de
aquecimento
A temperatura de 300 oC comeccedila a formaccedilatildeo da uma nova fase cubica de grupo espacial
I23 o Bi12NiO19 em detrimento da diminuiccedilatildeo da fase de Bi3Ni Aleacutem do aumento da fraccedilatildeo
da fase de Bi2O3
Temperatura de realizaccedilatildeo da medida Rwp 1205362
25 0C 69 23
250 0C 83 18
300 0C 98 26
350 0C 99 25
10 20 30 40 50 60 70 80
Inte
nsid
ade (
ua
)
2 (graus)
Experimental
Calculado
Residual
250 0C
25 30 35 40
56
O uacuteltimo DRX foi realizado a 350 oC a principal alteraccedilatildeo dessa medida refere-se ao
fato da inexistecircncia de picos referentes agrave fase Bi3Ni A fase majoritaacuteria torna-se agora a fase
referente ao Bi e a fase Bi12NiO19 (indexado na base de dados PDF2 mas natildeo na base de dados
ICSD) permanece estaacutevel isto eacute sem alteraccedilotildees significativas em sua fraccedilatildeo O fato de estarem
presentes picos referentes ao Bi mesmo apoacutes termos ultrapassado a temperatura de fusatildeo pode
ser explicado levando-se em consideraccedilatildeo a baixa condutividade teacutermica do bismuto aliado ao
excesso de defeitos produzidos na moagem assim natildeo obteve-se a fusatildeo do elemento
Utilizamos os dados obtidos nos refinamentos para plotar o graacutefico exposto na Figura
36 onde eacute possiacutevel observar a fraccedilatildeo de cada fase em funccedilatildeo da temperatura de execuccedilatildeo do
DRX Percebe-se a raacutepida decomposiccedilatildeo da fase de Bi3Ni que entre 250 oC e 350 oC apresenta
uma reduccedilatildeo percentual de aproximadamente 88 concomitantemente ao crescimento
percentual da fase de Bi
Figura 36 Fraccedilotildees de fase em funccedilatildeo da temperatura de realizaccedilatildeo do DRX in situ
O DRX realizado na amostra a 350 oC eacute mostrado na Figura 37 em conjunto aos CIFs
das fases constituintes Para a fase Bi12NiO19 natildeo foi encontrado o CIF no banco de dados do
Inorganic Crystal Structure Database (ICSD) Para refinar utilizando o meacutetodo de Rietveld
partimos do protoacutetipo estrutural de Bi26-x Mx O40-y (M = Mg Al Co Ni) O CIF desta fase
25 75 125 175 225 275 325 375
0
20
40
60
80
100
Fra
ccedilao d
e F
ases (
)
Temperatura (0C)
Bi3Ni
Bi2O
3
Bi
Bi12
NiO19
57
resultante estaacute mostrado em vermelho na Figura 37 e uma representaccedilatildeo da ceacutelula unitaacuteria na
Figura 38 os aacutetomos de oxigecircnio estatildeo representados na cor vermelha e o niacutequel em verde
Figura 37 Padratildeo observado no DRX da amostra em 350 oC em comparaccedilatildeo com o CIF das fases
constituintes
Figura 38 Projeccedilatildeo do eixo a e em perspectiva do Bi12NiO19
10 20 30 40 50 60 70 80
Inte
nsid
ade (
ua
)
2(graus)
350 graus
Bi2O
3
Bi
Bi12
NiO19
20 25 30 35 40 45 50 55
58
O refinamento estrutural utilizando estas fases estaacute mostrado na Figura 39 e os valores
referentes aos paracircmetros de rede obtidos para o refinamento da fase Bi12NiO19 constam na
tabela 6
Figura 39 Padratildeo obtidos no refinamento pelo MR para amostra aquecida a 350 0C
Tabela 6 Paracircmetros da ceacutelula unitaacuteria da estrutura Bi12NiO19
A Figura 40 conteacutem as fotografias retiradas do forno do difratocircmetro antes e apoacutes a
realizaccedilatildeo da medida Eacute possiacutevel verificar que a amostra devido a dilataccedilatildeo volumeacutetrica e a
fusatildeo do bismuto transborda o porta amostra
Paracircmetros de Rede a = b=c=10258(8) Aring
Acircngulos α = β = γ = 900
Volume da ceacutelula 107966(2) Aring3
Grupo de simetria Cuacutebico
Grupo espacial I23
10 20 30 40 50 60 70 80
Inte
nsid
ade (
ua
)
2 (graus)
Calculado
Experimental
Residual
350 0C
20 25 30 35 40 45
59
Figura 40 Fotografia do forno do DRX antes a apoacutes a realizaccedilatildeo das medidas
43 Calorimetria Diferencial de Varredura (DSC)
Com a finalidade de estudar e melhor entender a evoluccedilatildeo estrutural da amostra
observada nas medidas in situ realizou-se medidas DSC conforme descrito nos procedimentos
experimentais a temperatura final foi de 550 oC
Na Figura 41 mostramos as medidas DSC feitas em diferentes taxas de aquecimento
realizadas na amostra moiacuteda por 19 horas Em todas as 4 medidas vemos comportamentos
exoteacutermicos e endoteacutermicos Os picos endoteacutermicos ocorreram a uma temperatura aproximada
de 270 0C temperatura essa equivalente ao ponto de fusatildeo do bismuto e foram atribuiacutedos a
fusatildeo do Bi ocorrida em duas etapas
Comparando-se os resultados obtidos nas medidas in situ onde observamos a nucleaccedilatildeo
de uma nova fase a partir da temperatura de 250 oC com os resultados obtidos no DSC podemos
concluir que o pico exoteacutermico presente no termograma corresponde agrave nucleaccedilatildeo da fase de
Bi2O3
Com a finalidade de calcular a energia de ativaccedilatildeo (Ea) necessaacuteria para promover essa
nucleaccedilatildeo aplicamos a metodologia proposta por Kissinger [2] Conforme indicado na Figura
41 as 4 medidas foram feitas com taxas de aquecimento de 25 5 10 e 20 oCmin
60
A Figura 42 mostra em detalhes a Figura 41 onde vemos os valores das temperaturas
de pico de cristalizaccedilatildeo (Tc) e as referidas taxas de aquecimento (120591) Como era esperado a
medida que a taxa de aquecimento aumenta a temperatura de pico tambem aumenta
Figura 41 Termograma DSC plotados em conjunto para os diferentes fluxos de calor
Figura 42 Espectros DSC com as temperaturas de pico e suas respectivas taxas de aquecimento
100 150 200 250 300 350 400 450 500 550
250Cmin
50Cmin
100Cmin
fluxo d
e c
alo
r (u
a)
Temperatura (0C)
200Cmin
exo
230 235 240 245 250 255 260 265 270 275 280 285
250Cmin
50Cmin
100Cmin
fluxo d
e c
alo
r (u
a )
Temperatura (0C)
242 0C
252 0C
266 0C
278 0C
200Cmin
exo
61
Com os dados fornecidos na Figura 42 pode-se calcular a energia de ativaccedilatildeo referente
a nucleaccedilatildeo da fase de Bi2O3 Plotando-se um graacutefico linear de ln(120591
1198791198882) versus
1
119879119888 onde o
coeficiente angular eacute (minus119864119886
119877) obteacutem-se a energia de ativaccedilatildeo A Figura 43 apresenta a
linearizaccedilatildeo da equaccedilatildeo 16 de onde se obteacutem a energia de ativaccedilatildeo do processo de nucleaccedilatildeo
do Bi2O3
Figura 43 Graacutefico linear do ln(120591
1198791198882) versus
1
119879119888
Logo considerando as relaccedilotildees anteriormente definidas eacute possiacutevel calcular a energia de
ativaccedilatildeo uma vez que m = (minus119864119886
119877) e R = 831 jmol K Desse modo a energia de ativaccedilatildeo
necessaacuteria para promover a nucleaccedilatildeo da fase Bi2O3 eacute de 12465 kJmol
A metodologia proposta permitiria tambeacutem calcular a energia de ativaccedilatildeo necessaacuteria
para cristalizar a fase amorfa as medidas de DSC foram planejadas ateacute a temperatura de
550 oC devido a limitaccedilotildees do equipamento poreacutem como fica evidente na Figura 41 natildeo se
observa nenhum pico exoteacutermico apoacutes os 350 oC que se possa estar associado a cristalizaccedilatildeo da
fase amorfa O pico exoteacutermico existente como jaacute mencionado ocorreu a uma temperatura que
variou de 242 0C agrave 278 0C e refere-se agrave nucleaccedilatildeo de fase
182 184 186 188 190 192 194
-115
-110
-105
-100
-95
ln (
T2 c)
1Tc (10
-3 k
-1)
62
44 Tratamento teacutermico
Apoacutes a realizaccedilatildeo das medidas de DRX in situ e das medidas de DSC a fase amorfa
ainda se encontrava presente assim foi realizado um tratamento teacutermico com a finalidade de
promover a cristalizaccedilatildeo da fase amorfa presente
O tratamento teacutermico foi realizado a uma taxa constante de 10 0Cmim ateacute a temperatura
de 800 0C com a atmosfera protegida por gaacutes argocircnio Na Figura 44 apresenta-se o difratograma
da amostra realizado apoacutes o do tratamento teacutermico vemos no detalhe que a acentuada elevaccedilatildeo
na linha de base entre a faixa de 2θ que vai de aproximadamente 26deg agrave 36deg e que corresponde
a fase amorfa desapareceu completamente
Figura 44 Difratograma da amostra apoacutes tratamento teacutermico
Para a amostra tratada termicamente foram identificadas trecircs fases similar ao observado
nas medias in situ a 350 oC foram identificadas a fase cuacutebica Bi12NiO19 a fase tetragonal de
Bi2O3 (ICSD no 41764) e a fase romboeacutedrica de Bismuto (ICSD no 64703) Na Figura 45
apresentamos o padratildeo observado plotado juntamente com o CIF das 3 fases identificadas
10 20 30 40 50 60 70 80
Inte
nsid
ad
e (
ua
)
2 (graus)
Pos Tratamento Teacutermico
20 25 30 35 40 45 50 55 60
63
Figura 45 Difratograma da amostra apoacutes tratamento teacutermico em conjunto com os CIFs de Bi Bi2O3 e
Bi12NiO19
Pode-se verificar no padratildeo do difratograma da Figura 45 que pelo formato da linha de
base obtida ocorreu a cristalizaccedilatildeo da fase amorfa e as fases identificadas correspondem aos
picos presentes no DRX da amostra
O refinamento realizado pelo MR confirmou a identificaccedilatildeo das fases contidas na
amostra no sentido da exata correspondecircncia entre os picos obtidos nos padrotildees calculados e
observados As fraccedilotildees das fases da amostra que sofreu tratamento teacutermico em comparaccedilatildeo com
as fraccedilotildees obtidas no DRX in situ estatildeo apresentados na tabela 7
Tabela 7 Fraccedilotildees das fases apoacutes tratamento teacutermico e DRX in situ a 350 oC
Fraccedilatildeo das fases Tratamento Teacutermico DRX in situ a 350 oC
Bi12NiO19 90 137
Bi2O3 89 20
Bi 11 663
10 20 30 40 50 60 70 80
Inte
nsid
ade (
ua
)
2 (graus)
Observado
Bi
Bi2O
3
Bi12
NiO19
25 30 35 40 45 50 55
64
O aumento da temperatura propicia a nucleaccedilatildeo das fases de Bi2O3 e Bi12NiO19 em
detrimento da diminuiccedilatildeo da fase Bi3Ni
O refinamento pelo meacutetodo de Rietveld para amostra que sofreu tratamento teacutermico
apresentou uma boa concordacircncia para os perfis calculado e experimental Nesse refinamento
foi utilizado o CIF modificado de Bi12NiO19 Na Figura 46 temos o padratildeo experimental e o
calculado obtidos no refinamento pelo MR
Figura 46 Padratildeo observado e experimental refinado pelo MR para amostra tratada termicamente
Compara-se na Figura 47 os difratogramas obtidos para amostra tratada termicamente e
para o DRX in situ a temperatura de 350 oC eacute possiacutevel identificar a correspondecircncia entre os
picos entretanto eacute notaacutevel a diferenccedila na linha de base do difratograma referente ao DRX in
situ contra o DRX da amostra submetida a tratamento teacutermico Pode-se concluir que para
ocorrer a cristalizaccedilatildeo da fase amorfa eacute necessaacuterio que a temperatura do tratamento teacutermico seja
superior a 550 0C
10 20 30 40 50 60 70 80
Inte
nsid
ade (
ua
)
2 (graus)
Calculado
Experimental
Residual
Pos Tratamento Teacutermico
65
Outro fenocircmeno perceptiacutevel eacute o deslocamento em 2θ da posiccedilatildeo dos picos O
difratograma da amostra que foi ao forno do DRX tem a posiccedilatildeo dos seus picos deslocados para
direita em comparaccedilatildeo ao observado no CIF do Bi12NiO19 e no DRX da amostra que passou
por tratamento teacutermico Podemos associar esse deslocamento a contraccedilatildeo do volume da ceacutelula
unitaacuteria Considerando o valor padratildeo do volume do composto Bi12NiO19 constante na tabela
5 ocorreu uma reduccedilatildeo de volume de aproximadamente 155 para amostra tratada
termicamente e uma variaccedilatildeo positiva de 005 para amostra do DRX in situ Na Figura 47
plotamos juntos os difratogramas da amostra tratada termicamente da amostra que realizou a
medida in situ a 350 0C e o CIF do Bi12NiO19
Figura 47 Difratogramas das amostras apoacutes tratamento teacutermico e DRX in situ em conjunto com o
CIF do Bi12NiO19
O tratamento teacutermico realizado produziu o resultado esperado cristalizando a fase
amorfa As fases presentes na amostra apoacutes a realizaccedilatildeo do tratamento estatildeo em conformidade
agraves encontradas nas medidas de DRX in situ
20 30 40 50 60 70 80
Bi
Inte
nsid
ade (
u a)
2 (graus)
Bi
20 25 30 35 40 45
66
5 CONCLUSAtildeO
A sintetizaccedilatildeo do composto nanoestruturado de Bi3Ni foi realizado de modo eficiente
apoacutes 13 horas de moagem mecacircnica
As medidas de difraccedilatildeo de Raio X possibilitaram acompanhar a evoluccedilatildeo estrutural e a
nucleaccedilatildeo da fase de Bi3Ni O refinamento realizado pelo Meacutetodo de Rietveld proporcionou a
quantificaccedilatildeo dos paracircmetros cristalograacuteficos tais como paracircmetros de rede volume da ceacutelula
unitaacuteria fraccedilatildeo das fases presentes e tamanho de cristalito Os fatores de qualidade e
convergecircncia alcanccedilaram valores satisfatoacuterios correspondendo a exata simulaccedilatildeo do padratildeo
observado
A anaacutelise teacutermica realizada por meio das medidas de DRX in situ permitiu o estudo da
estabilidade teacutermica e o acompanhamento da evoluccedilatildeo estrutural da amostra em funccedilatildeo da
temperatura Foi possiacutevel identificar duas novas fases presentes o Bi2O3 e Bi12NiO19 nucleadas
agraves custas da fase de Bi3Ni Na temperatura de 350 oC a amostra eacute composta das fases Bi12NiO19
Bi2O3 e Bi
As medidas de DSC realizadas ateacute a temperatura de 550 oC e com quatro diferentes
taxas de aquecimento foram utilizadas para se calcular com o uso da equaccedilatildeo de Kissinger a
energia de ativaccedilatildeo (Ea) necessaacuteria para promover a nucleaccedilatildeo do composto Bi12NiO19 que eacute de
12465 kJmol
O tratamento teacutermico no forno ateacute 800 oC promoveu o relaxamento dos defeitos e
tensotildees causadas durante a moagem mecacircnica e a cristalizaccedilatildeo da fase amorfa natildeo sendo mais
possiacutevel identificar no DRX realizado o perfil referente a essa fase Identificou-se novamente a
fase Bi12NiO19 aleacutem da ocorrecircncia das fases de Bi2O3 e Bi jaacute identificadas nas medidas de
DRX in situ confirmando a consistecircncia dos resultados obtidos por dois ensaios diferentes
Pocircde-se verificar o mesmo fenocircmeno em todos os ensaios que envolveram o
aquecimento da amostra Ao aquecer-se o Bi3Ni ocorre um processo de oxidaccedilatildeo que resulta
na formaccedilatildeo da fase de Bi2O3 e a fase de Bi12NiO19 todas associadas ao consumo de Bi da fase
Bi3Ni
Para realizaccedilatildeo de estudos futuros com o intuito de se obter a fase uacutenica de Bi3Ni
pode-se alterar ligeiramente as massas dos produtos com a adiccedilatildeo de um pouco de niacutequel
67
Pode-se melhorar o controle das condiccedilotildees de realizaccedilatildeo dos tratamentos teacutermicos com o
intuito de se evitar a oxidaccedilatildeo A realizaccedilatildeo de medidas de DSC ateacute a temperatura de 800 0C
poderaacute revelar picos exoteacutermicos e propiciar condiccedilotildees para se calcular a energia necessaacuteria
para promover a cristalizaccedilatildeo da fase amorfa
68
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UNIVERSIDADE FEDERAL DO AMAZONAS ndash UFAM
Proacute Reitoria de Pesquisa e Poacutes-Graduaccedilatildeo ndash PROPESP
Programa de Poacutes-Graduaccedilatildeo em Ciecircncia e Engenharia de Materiais ndash PPGCEM
ARTHUR EMANUEL SOARES DE OLIVEIRA
SIacuteNTESE CARACTERIZACcedilAtildeO ESTRUTURAL E TEacuteRMICA DO
COMPOSTO NANOESTRURADO Bi3Ni
Orientador Prof Dr Seacutergio Michielon de Souza
Manaus ndash AM
2017
Dissertaccedilatildeo de Mestrado apresentada
ao Programa de Poacutes-Graduaccedilatildeo em
Ciecircncia e Engenharia de Materiais da
Universidade Federal do Amazonas
para a obtenccedilatildeo do Tiacutetulo de Mestre
em Ciecircncia e Engenharia de Materiais
Ficha Catalograacutefica
O48s Siacutentese caracterizaccedilatildeo estrutural e teacutermica do compostonanoestrurado Bi3Ni Arthur Emanuel Soares Oliveira 2017 76 f il color 31 cm
Orientador Seacutergio Michielon de Souza Dissertaccedilatildeo (Mestrado em Ciecircncia e Engenharia de Materiais) -Universidade Federal do Amazonas
1 Difraccedilatildeo raios X (DRX) 2 Siacutentese mecacircnica 3 Meacutetodo deRietveld 4 Tratamento teacutermico I Souza Seacutergio Michielon de IIUniversidade Federal do Amazonas III Tiacutetulo
Ficha catalograacutefica elaborada automaticamente de acordo com os dados fornecidos pelo(a) autor(a)
Oliveira Arthur Emanuel Soares
ARTHUR EMANUEL SOARES DE OLIVEIRA
SIacuteNTESE CARACTERIZACcedilAtildeO ESTRUTURAL E TEacuteRMICA DO
COMPOSTO NANOESTRURADO Bi3Ni
Dissertaccedilatildeo de Mestrado apresentada ao Programa de Poacutes-Graduaccedilatildeo em Ciecircncia e Engenharia
de Materiais (PPGCEM) da Universidade Federal do Amazonas (UFAM) para a obtenccedilatildeo do
Tiacutetulo de Mestre em Ciecircncia e Engenharia de Materiais
BANCA EXAMINADORA
________________________________________________________________
Prof Dr Seacutergio Michielon de Souza (Orientador-Presidente da Banca)
UFAM PPGCEM
________________________________________________________________
Profa Dra Iccedilamira Costa Nogueira (Membro Titular)
UFAM PPGCEM
________________________________________________________________
Prof Dr Edson Roberto Leite (Membro Titular- Externo)
UFSCar
A Shirley Raphael e Fernanda pelo amor carinho e
compreensatildeo demonstrados durante essa caminhada
estaremos juntos sempre e para sempre
AGRADECIMENTOS
Nesse momento especial natildeo poderia deixar de agradecer as pessoas que tornaram
possiacutevel a realizaccedilatildeo desse sonho
Ao meu orientador Prof Dr Sergio Michielon de Souza pelo inestimaacutevel
conhecimento transmitido e excelente orientaccedilatildeo mas principalmente por sua paciecircncia e
sabedoria em reconhecer minhas limitaccedilotildees e virtudes
Aos professores Dr Edgar Sanches e Dr Hidembergue Frota pelas preciosas
consideraccedilotildees na qualificaccedilatildeo desse trabalho
Ao Prof Dr Lizandro (IFAM) por permitir o acesso ao Laboratoacuterio de Siacutentese e
Caracterizaccedilatildeo de Nanomateriais (LSCN) onde foi realizado a moagem da amostra e ao Prof
Dr Newton (UFAM) por permitir o uso do DSC no Laboratoacuterio de Termociecircncias
Aos amigos que tive o privileacutegio de conviver e trocar experiecircncias durante o periacuteodo do
mestrado Mitsuo Leonardo Aeacutercio Meg Joelma Querem Thiago Carla e um agradecimento
especial ao Mieacutecio responsaacutevel pela execuccedilatildeo das medidas de raio X no Laboratoacuterio de
Materiais
A Fundaccedilatildeo de Amparo agrave Pesquisa e Ensino no Amazonas ndash FAPEAM pelo
apoio financeiro
Por fim agradeccedilo as pessoas que fazem cada conquista valer a pena Shirley
Raphael e Fernanda pois vocecircs me ensinam liccedilotildees que vatildeo muito aleacutem da vida acadecircmica me
apontando e conduzindo para um caminho repleto de realizaccedilotildees
ldquoA pesquisa baacutesica eacute como atirar uma flecha para o ar e onde ela cair pintar um alvordquo
(Homer Adkins Burton)
3
RESUMO
A partir da mistura dos poacutes elementares de bismuto (Bi) e niacutequel (Ni) foi produzido o
composto nanoestruturado de Bi3Ni utilizando a teacutecnica de Siacutentese Mecacircnica As propriedades
estruturais da amostra foram investigadas por difraccedilatildeo de raios X combinado com o meacutetodo de
Rietveld Com o objetivo de estudar a estabilidade teacutermica e acompanhar o comportamento
estrutural da amostra em funccedilatildeo da temperatura foram realizadas medidas de DRX in situ
aleacutem de medidas de calorimetria diferencial de varredura ndash DSC O processo de moagem
totalizou 19 horas apoacutes a deacutecima terceira hora de moagem natildeo haacute ocorrecircncia de novas fases
apenas ocorreu uma melhora da taxa de cristalizaccedilatildeo e uma diminuiccedilatildeo do tamanho de cristalito
Encontra-se presente um pico alargado A forma perfil dessa elevaccedilatildeo eacute um forte indicio do
aparecimento de uma fase amorfa Os resultados do DSC em conjunto com DRX revelam a
dinacircmica de nucleaccedilatildeo e transformaccedilatildeo de novas fases como o Bi12NiO19 e o Bi2O3 que passam
a se formar agrave medida que a amostra eacute aquecida Com a utilizaccedilatildeo da equaccedilatildeo de Kissinger foi
possiacutevel calcular a energia necessaacuteria para nucleaccedilatildeo desta nova fase Realizou-se um
tratamento teacutermico com a finalidade de promover a cristalizaccedilatildeo da fase amorfa presente bem
como de estudar a evoluccedilatildeo estrutural do composto em funccedilatildeo da temperatura O meio utilizado
para sintetizaccedilatildeo da liga Bi3Ni mostrou-se eficiente e as anaacutelises estruturais e teacutermicas utilizadas
nesse trabalho demonstram a concordacircncia e a consistecircncia dos resultados obtidos e dos
objetivos propostos
Palavras-chave Difraccedilatildeo raios X (DRX) siacutentese mecacircnica Meacutetodo de Rietveld
4
ABSTRACT
From the mixture of the elementary powders of bismuth (Bi) and nickel (Ni) the
nanostructured compound of Bi3Ni was produced using the Mechanical Synthesis technique
The structural properties of the sample were investigated by X-ray diffraction combined with
the Rietveld method In order to study the thermal stability and to follow the structural behavior
of the sample as a function of temperature XRD measurements were performed in situ in
addition to differential scanning calorimetry (DSC) measurements The milling process totaled
19 hours after the thirteenth hour of milling there was no occurrence of new phases only an
improvement of the crystallization rate and a decrease of the crystallite size occurred An
enlarged peak is present the shape and profile of this elevation is a strong indication of the
appearance of an amorphous phase The results of the DSC together with XRD clarify the
dynamics of nucleation and transformation of new phases such as Bi12NiO19 and Bi2O3 which
starts to form as the sample is heated With the use of the Kissinger equation it was possible to
calculate the energy required for nucleation of this new phase A thermal treatment was carried
out in order to promote the crystallization of the present amorphous phase as well as to study
the structural evolution of the compound as a function of temperature The medium used to
synthesize the Bi3Ni alloy proved to be efficient and the structural and thermal analyzes used
in this work demonstrate the consistency and consistency of the results obtained and the
proposed objectives
Keywords Diffraction X-rays (DRX) mechanical synthesis Method of Rietveld
5
LISTA DE FIGURAS
Figura 1 Projeccedilatildeo dos eixos a b c e em perspectiva respectivamente do Bi (ICSD 64703) 10
Figura 2 Projeccedilatildeo do eixo a e em perspectiva respectivamente do Ni (ICSD 41508) 10
Figura 3 Projeccedilatildeo dos eixos a b e c do composto Bi3Ni (ICSD 391336) 12
Figura 4 Representaccedilatildeo em perspectiva do arranjo octaeacutedrico da cadeia de Bi3Ni (ICSD 391336) 12
Figura 5 Diagrama de Fases Bi-Ni e entalpia de formaccedilatildeo do Bi3Ni e BiNi 14
Figura 6 As 14 redes de Bravais 16
Figura 7 Representaccedilatildeo das fases presentes no processo de SM 18
Figura 8 Modelo de um material nanomeacutetrico Os ciacuterculos pretos e brancos representam
respectivamente a componente cristalina e a interfacial 19
Figura 9 Representaccedilatildeo geomeacutetrica da Lei de Bragg 22
Figura 10 Padratildeo de difraccedilatildeo para Cristal perfeito cristal real e liquido ou amorfo
respectivamente 24
Figura 11 Representaccedilatildeo esquemaacutetica de um difratocircmetro 25
Figura 12 Diagrama de blocos com ordem dos procedimentos para iniacutecio do refinamento no
EXPGUI 31
Figura 13 Interface do EXPGUI para refinamento dos paracircmetros 32
Figura 14 Ilustraccedilatildeo da configuraccedilatildeo de um DSC e do fluxo de calor 34
Figura 15 Representaccedilatildeo graacutefica dos padrotildees geneacutericos de picos apresentados no DSC 34
Figura 16 Moinho High Energy Ball Mill Emax 37
Figura 17 Preparaccedilatildeo e selagem do vaso de moagem 38
Figura 18 Preparaccedilatildeo da amostra para realizaccedilatildeo de DRX 39
Figura 19 Difratocircmetro de Raio-X modelo Empyrean da PANalytical 40
Figura 20 Preparaccedilatildeo da amostra e porta amostra no forno do DRX 41
Figura 21 Rampa de aquecimento para medidas in situ de DRX 41
Figura 22 Forno utilizado para realizar o tratamento teacutermico 43
Figura 23 Equipamento utilizado para realizar o DSC 43
Figura 24 Padratildeo de difraccedilatildeo observado para amostra e Bi3Ni durante todo intervalo de moagem 44
Figura 25 Difratograma obtido apoacutes a primeira hora de moagem 45
6
Figura 26 Difratograma da amostra moiacuteda durante 4 horas (curva com ruiacutedo) e o padratildeo
idealizado do Bi3Ni calculado a partir do arquivo CIF (cartatildeo ICSD no 391336) 46
Figura 27 Padratildeo observado no DRX (4horas) calculado e residual obtidos no refinamento
pelo MR 46
Figura 28 Fraccedilatildeo das fases de Ni Bi e Bi3Ni em funccedilatildeo do tempo de moagem 48
Figura 29 Tamanho meacutedio de cristalito de Bi3Ni em funccedilatildeo do tempo de moagem 49
Figura 30 Comparaccedilatildeo das funccedilotildees de background para a amostra moiacuteda por 10 13 16 e
19 horas 50
Figura 31 Formaccedilatildeo da fase amorfa na amostra de Bi3Ni apoacutes 19 horas de moagem 51
Figura 32 Difratograma da amostra moiacuteda 19h em conjunto com os CIFs de o Bi3Ni Bi e Bi2O3 52
Figura 33 Difratograma da amostra moiacuteda 19h e refinada por meacutetodo de Rietveld partindo dos
CIFs do Bi3Ni Bi e Bi2O3 52
Figura 34 Padratildeo observado nos DRX da amostra submetida a aquecimento 54
Figura 35 Padratildeo obtidos no refinamento pelo MR para amostra aquecida a 250 0C 55
Figura 36 Fraccedilotildees de fase em funccedilatildeo da temperatura de realizaccedilatildeo do DRX in situ 56
Figura 37 Padratildeo observado no DRX da amostra em 350 oC em comparaccedilatildeo com o CIF das fases
constituintes 57
Figura 38 Projeccedilatildeo do eixo a e em perspectiva do Bi12NiO19 57
Figura 39 Padratildeo obtidos no refinamento pelo MR para amostra aquecida a 350 0C 58
Figura 40 Fotografia do forno do DRX antes a apoacutes a realizaccedilatildeo das medidas 59
Figura 41 Termograma DSC plotados em conjunto para os diferentes fluxos de calor 60
Figura 42 Espectros DSC com as temperaturas de pico e suas respectivas taxas de aquecimento 60
Figura 43 Graacutefico linear do ln1205911198791198882 versus 1119879119888 61
Figura 44 Difratograma da amostra apoacutes tratamento teacutermico 62
Figura 45 Difratograma da amostra apoacutes tratamento teacutermico em conjunto com os CIFs de Bi
Bi2O3 e Bi12NiO19 63
Figura 46 Padratildeo observado e experimental refinado pelo MR para amostra tratada termicamente 64
Figura 47 Difratogramas das amostras apoacutes tratamento teacutermico e DRX in situ em conjunto
com o CIF do Bi12NiO19 65
7
LISTA DE TABELAS
Tabela 1 Principais variaacuteveis envolvidas no processo de siacutentese mecacircnica 21
Tabela 2 Relaccedilatildeo entre os fatores instrumentais e os efeitos sobre os picos de DRX 26
Tabela 3 Correlaccedilotildees e definiccedilotildees para as variaacuteveis envolvidas no refinamento pelo
MR no EXPGUI 33
Tabela 4 Valores de Rwp e 1205362 obtidos nos refinamentos realizados durante o processo de
moagem mecacircnica 47
Tabela 5 Valores de Chi2 e de Rwp obtidos nos refinamentos realizados durante o
processo de aquecimento 55
Tabela 6 Paracircmetros da ceacutelula unitaacuteria da estrutura Bi12NiO19 58
Tabela 7 Fraccedilotildees das fases apoacutes tratamento teacutermico e DRX in situ a 350 oC 63
8
SUMAacuteRIO
DEDICATOacuteRIA 3
AGRADECIMENTOS 6
RESUMO 3
ABSTRACT 4
LISTA DE FIGURAS 5
LISTA DE TABELAS 7
SUMAacuteRIO 8
1 INTRODUCcedilAtildeO 9
2 FUNDAMENTACcedilAtildeO TEOacuteRICA 12
21 O composto Bi3Ni 12
22 Estruturas Cristalinas 15
23 Siacutentese Mecacircnica 17
24 Difraccedilatildeo de Raios X 21
241 Difratocircmetro 24
25 Meacutetodo de Rietveld 26
251 Iacutendices de avaliaccedilatildeo da qualidade do refinamento 30
252 GSAS-EXPGUI 31
25 Calorimetria Diferencial de Varredura 33
3 PROCEDIMENTOS EXPERIMENTAIS 36
31 Produccedilatildeo da Amostra 36
32 Siacutentese Mecacircnica 36
33 Difraccedilatildeo de Raios X 39
34 Refinamento pelo Meacutetodo de Rietveld 41
35 Tratamento Teacutermico 42
36 Calorimetria Diferencial de Varredura (DSC) 43
4 RESULTADOS E DISCUSSOtildeES 44
41 Evoluccedilatildeo estrutural 44
42 Medidas de DRX in situ 53
43 Calorimetria Diferencial de Varredura (DSC) 59
44 Tratamento teacutermico 62
5 CONCLUSAtildeO 66
6 REFEREcircNCIAS 68
9
1 INTRODUCcedilAtildeO
Os materiais nanoestruturados satildeo definidos como materiais policristalinos de fase
simples ou multifaacutesicos com tamanho de gratildeo na ordem de nanocircmetros tipicamente menores
que 100 nm [1]
O estudo e a pesquisa dos materiais nanoestruturados vem nos uacuteltimos anos
despertando interesse na comunidade cientiacutefica Por causa dessas pequenas dimensotildees esses
materiais satildeo estruturalmente caracterizados por uma grande fraccedilatildeo volumeacutetrica de contornos
de gratildeo ou interfaces os quais podem alterar significativamente uma variedade de
propriedades fiacutesicas e quiacutemicas quando comparadas aos materiais cristalinos convencionais
(normalmente denominados bulk) [2]
Pode-se exemplificar essas mudanccedilas nas propriedades fiacutesicas utilizando-se como
exemplo o comportamento do ouro (Au) que apresenta uma reduccedilatildeo em seu ponto de fusatildeo
quando se encontra na forma nanoestruturada Enquanto que na forma de bulk o ouro possui
ponto de fusatildeo de aproximadamente 1064 degC na forma nanomeacutetrica (com cristais menores
que 5 nm) seu ponto de fusatildeo eacute da ordem de 300 degC [3]
Os materiais nanoestruturados podem ser sintetizados de diversas formas como por
exemplo eletrodeposiccedilatildeo [4] spray pyrolysis [5] sol-gel [6] deposiccedilatildeo de vapor fiacutesico [7]
solidificaccedilatildeo raacutepida [8] siacutentese mecacircnica [9] dentre outros As metodologias e teacutecnicas de
siacutentese podem alterar consideravelmente as propriedades dos compostos resultantes isso se
deve ao fato desses materiais nanoestruturados serem metaestaacuteveis e suas propriedades
dependerem do modo de preparaccedilatildeo da variaccedilatildeo do tempo temperatura pressatildeo Em geral
nos materiais nanoestruturados a componente interfacial ou contornos de gratildeo podem
corresponder a ateacute 50 do volume do material [10]
Neste trabalho utilizou-se a teacutecnica de siacutentese mecacircnica (SM) para produccedilatildeo de um
composto contendo bismuto e niacutequel a qual possibilita a produccedilatildeo de nanoestruturados em
temperaturas proacutexima a ambiente obtenccedilatildeo de ligas com elementos de alto ponto de fusatildeo
aleacutem de promover a deformaccedilatildeo plaacutestica das ceacutelulas unitaacuterias
O bismuto eacute um elemento quiacutemico de siacutembolo Bi com nuacutemero atocircmico (Z) igual a 83
e massa atocircmica igual a 2089 gmol Na temperatura ambiente o bismuto encontra-se no estado
soacutelido possuindo temperatura de fusatildeo de aproximadamente 271degC Eacute um elemento pesado
10
fraacutegil trivalente cristalino de coloraccedilatildeo rosaacutecea que se assemelha quimicamente ao arsecircnio e
ao antimocircnio
Eacute o mais diamagneacutetico de todos os metais e com a condutividade teacutermica mais baixa
entre todos os elementos exceto do mercuacuterio De todos os metais eacute o que menos conduz
corrente eleacutetrica O bismuto possui ceacutelula unitaacuteria romboeacutedrica e grupo espacial R-3m
A Figura 1 ilustra a ceacutelula unitaacuteria do Bi projetada nos eixos a b c e em uma perspectiva que
possibilita uma visualizaccedilatildeo tridimensional do elemento [11]
Figura 1 Projeccedilatildeo dos eixos a b c e em perspectiva respectivamente do Bi (ICSD 64703)
O niacutequel eacute um elemento quiacutemico de siacutembolo Ni nuacutemero atocircmico 28 e de massa
atocircmica 587 gmol Na temperatura ambiente encontra-se no estado soacutelido possuindo
temperatura de fusatildeo de aproximadamente 1455degC Eacute um metal de transiccedilatildeo de coloraccedilatildeo
branco-prateada condutor de eletricidade e calor duacutectil e maleaacutevel sendo bastante resistente
a corrosatildeo A amostra utilizada neste trabalho possui ceacutelula unitaacuteria cuacutebica e grupo espacial
Fm-3m A Figura 2 ilustra a ceacutelula unitaacuteria do Ni projetada no eixo a e em uma perspectiva que
possibilita uma visualizaccedilatildeo tridimensional do elemento [11]
Figura 2 Projeccedilatildeo do eixo a e em perspectiva respectivamente do Ni (ICSD 41508)
11
Este trabalho teve como objetivos sintetizar por moagem mecacircnica o composto de
Bi3Ni nanoestruturado realizar o estudo de suas propriedades estruturais antes e apoacutes os
tratamentos teacutermicos As principais teacutecnicas experimentais usadas nesta dissertaccedilatildeo foram a
difraccedilatildeo de raios X (DRX) para acompanhamento da evoluccedilatildeo estrutural da amostra em funccedilatildeo
do tempo de moagem o refinamento dos paracircmetros estruturais pelo meacutetodo de Rietveld
medidas DSC e de DRX in situ para estudar a estabilidade teacutermica bem como o comportamento
estrutural da amostra em funccedilatildeo da temperatura e um tratamento teacutermico para cristalizar a fase
amorfa presente
12
2 FUNDAMENTACcedilAtildeO TEOacuteRICA
21 O composto Bi3Ni
O composto intermetaacutelico Bi3Ni possui estrutura ortorrocircmbica e grupo espacial Pnma
possuindo um arranjo octaeacutedrico onde os aacutetomos de bismuto formam a matriz e os aacutetomos de
niacutequel formam uma cadeia linear [12]
Na Figura 3 projeta-se a ceacutelula unitaacuteria do Bi3Ni nos eixos a b c respectivamente
Figura 3 Projeccedilatildeo dos eixos a b e c do composto Bi3Ni em verde estaacute representado os aacutetomos de
niacutequel cartatildeo ICSD nordm 391336
Na Figura 4 representa-se o arranjo octaeacutedrico da cadeia de Bi3Ni onde eacute possiacutevel
identificar a cadeia linear formada pelo niacutequel
Figura 4 Representaccedilatildeo em perspectiva do arranjo octaeacutedrico da cadeia de Bi3Ni (ICSD 391336)
13
Relata-se na literatura que os principais meacutetodos para a obtenccedilatildeo do composto Bi3Ni
satildeo eletrodeposiccedilatildeo por meio quiacutemico ou solidificaccedilatildeo raacutepida Trabalhos cientiacuteficos
descreveram que a produccedilatildeo da amostra de Bi3Ni ocorreu por fusatildeo dos compostos Bi e Ni num
forno de resistecircncia a 1100 degC durante 3 dias [13]
O composto intermetaacutelico Bi3Ni apresenta supercondutividade a temperatura criacutetica de
41 K e embora essa caracteriacutestica seja conhecida desde 1951 escassos trabalhos tinham sido
publicados ateacute o iniacutecio do seacuteculo XXI As pesquisas no campo da supercondutividade tecircm
produzido a cada dia compostos com maiores temperaturas criticas (Tc) tal fato tem ajudado
os pesquisadores a desvendar os misteacuterios envolvendo a supercondutividade a Tc maiores que
40K [1415]
Novos trabalhos envolvendo as propriedades supercondutoras do Bi3Ni voltaram a ser
objeto de estudo especialmente apoacutes a constataccedilatildeo que alguns materiais quando submetidos a
pressatildeo tem sua temperatura criacutetica aumentada ligas contendo Fe na base de oxypnictides
(classe de material que inclui o oxigecircnio ao 15deg grupo da tabela perioacutedica grupo do nitrogecircnio)
apresentaram Tc de 43 K tal elevaccedilatildeo foi tambeacutem constatada com a substituiccedilatildeo de alguns
elementos na composiccedilatildeo das ligas obtendo-se Tc de 55K (SmFeAsO1-xFx) [16]
Recentemente um composto que contem CeNi08Bi2 passou a ser estudado como
componente na formaccedilatildeo de compostos do grupo de oxypnictides Estudos com espectroscopia
de tunelamento revelaram que o Bi3Ni eacute um supercondutor fortemente ligado [17]
A supercondutividade e o ferromagnetismo dois estados fundamentais da mateacuteria
condensada observam-se como sendo altamente competitivos em quase todos os materiais
Interaccedilotildees predominantemente ferromagneacuteticas destroem a supercondutividade por criarem
uma transiccedilatildeo de fase reentrante como observado nos compostos ErRh4B4 HoMo6S8 Soacute
muitos poucos compostos que foram identificados ateacute agora mostram uma coexistecircncia destes
estados fundamentais concorrentes Dentro desse escasso grupo encontra-se o Bi3Ni
nanoestruturado no qual comprovou-se a coexistecircncia de supercondutividade e
ferromagnetismo [1819]
As propriedades termodinacircmicas do composto Bi-Ni continuam sendo alvo de estudos
Recentemente diversos trabalhos sobre esse tema foram publicados [2021] Esses trabalhos
descrevem a construccedilatildeo de diagramas de fases do Bismuto com os elementos metaacutelicos Fe Cr
e Ni de onde constata-se que a mostra com Fe e Cr tecircm leve solubilidade no Bi Para
14
temperaturas menores que 920 degC a solubilidade de Fe e Cr em Bi(Liacutequido) eacute menor que 10-3 em
at Por sua vez o niacutequel dissolve-se prontamente em Bi(L) O niacutequel eacute o uacutenico componente de
accedilo inoxidaacutevel que faz compostos intermetaacutelicos com Bi [12]
Pesquisas apontam para outras propriedades e aplicaccedilotildees de ligas ternaacuterias contendo os
elementos Bi e Ni A liga BiInNi contendo diversas proporccedilotildees estequiomeacutetricas foi estudada
sob a oacutetica de um possiacutevel potencial desse material como semicondutor [21]
Outra aplicaccedilatildeo recente utilizando o composto de bismuto e niacutequel vem despertando o
interesse tecnoloacutegico Sabe-se que esforccedilos crescentes tecircm sido realizados na busca por soldas
livres de chumbo adequadas devido agrave influecircncia prejudicial do chumbo ao ambiente e a sauacutede
humana As ligas agrave base de Sn com diferentes aditivos como Ag Bi Cu In Sb e Zn satildeo
potenciais candidatos como soldas livres de chumbo As ligas Sn-Bi com baixo ponto de fusatildeo
satildeo desenvolvidas para soldar os componentes sensiacuteveis agrave elevadas temperaturas [22]
Na Figura 5 apresenta-se o diagrama de fases do sistema Bi-Ni [23] Verifica-se que a
temperatura de fusatildeo do composto Bi3Ni em funccedilatildeo da maior quantidade de bismuto eacute menor
que a do composto BiNi
Figura 5 Diagrama de Fases Bi-Ni [23]
15
22 Estruturas Cristalinas
A estrutura dos materiais soacutelidos eacute resultado da natureza de suas ligaccedilotildees quiacutemicas a
qual define a distribuiccedilatildeo espacial de seus aacutetomos iacuteons ou moleacuteculas Parte dos materiais
comumente aplicados na engenharia exibe um arranjo geomeacutetrico de seus aacutetomos bem definido
constituindo assim uma estrutura cristalina Os materiais cristalinos independentemente do tipo
de ligaccedilatildeo que possuem satildeo aqueles que apresentam estrutura atocircmica tridimensional perioacutedica
de longo alcance
A partir da definiccedilatildeo de estrutura cristalina como sendo um conjunto de posiccedilotildees
atocircmicas iocircnicas ou moleculares repetitivas pode-se descrever o cristal partindo-se de uma
estrutura baacutesica que se repete ao longo de toda estrutura Essa estrutura denominada ceacutelula
unitaacuteria pode ser definida como a menor porccedilatildeo do cristal que ainda conserva as propriedades
originais dele Para definir a ceacutelula unitaacuteria adota-se valores especiacuteficos que satildeo associados agraves
unidades de medidas dos eixos de referecircncia e aos acircngulos entre esses eixos definidos como
paracircmetros de rede
Define-se entatildeo os sistemas cristalinos que incluem todas as possiacuteveis geometrias de
divisatildeo do espaccedilo por superfiacutecies planas continuas Soacute existem 7 tipos de sistemas cristalinos
que preenchem totalmente o espaccedilo Entretanto os sistemas cristalinos satildeo apenas entidades
geomeacutetricas Quando ldquocoloca-serdquo aacutetomos dentro desses sistemas formam-se redes
cristalinas[24]
Em 1848 o francecircs August Bravais demonstrou ser possiacutevel geometricamente a
construccedilatildeo de 14 tipos de ceacutelulas unitaacuterias isto eacute todas as redes cristalinas possiacuteveis podem
ser geradas por 14 tipos de ceacutelulas Essas redes satildeo chamadas redes de Bravais
Na Figura 6 pode-se identificar os 7 tipos de sistemas cristalinos (cuacutebico tetragonal
ortorrocircmbico romboeacutedrico monocliacutenico hexagonal e tricliacutenico) e as configuraccedilotildees possiacuteveis
para esses sistemas formando as 14 redes de Bravais [24]
16
Figura 6 As 14 redes de Bravais [24]
Os cristais podem ser classificados segundo os grupos pontuais de operaccedilotildees de simetria
que une suas faces Os grupos pontuais ou classes cristalinas representam a simetria ou
combinaccedilotildees de simetria que levam a um padratildeo de repeticcedilatildeo distinto Toda e qualquer
moleacutecula pode ser classificada em um dos 32 grupos pontuais possiacuteveis
Os 32 grupos pontuais possiacuteveis satildeo formados pelos 10 elementos baacutesicos de simetria e
mais 22 combinaccedilotildees entre estes Apenas 22 combinaccedilotildees satildeo possiacuteveis pois muitas levam a
repeticcedilotildees de simetria e outras satildeo incompatiacuteveis com a simetria cristalina ou seja os elementos
de simetria natildeo podem ser combinados arbitrariamente [24]
17
Uma vez que as operaccedilotildees de simetria de cada um dos 32 grupos pontuais
cristalograacuteficos satildeo aplicadas as 14 redes de Bravais tem-se 230 grupos espaciais que
descrevem de maneira uniacutevoca todo o arranjo de objetos idecircnticos dispostos num reticulo
perioacutedico infinito
23 Siacutentese Mecacircnica
Do ponto de vista termodinacircmico um cristal perfeito (um soacutelido livre de defeitos
estruturais fora do equiliacutebrio) eacute o soacutelido que apresenta a menor energia livre de Gibbs e suas
propriedades fiacutesicas satildeo bem determinadas Poreacutem na natureza eacute difiacutecil encontrar cristais livres
de defeitos Esses somente satildeo sintetizados em laboratoacuterios sob condiccedilotildees extremamente
controladas Eacute conhecido que as propriedades fiacutesicas de cristais possuindo defeitos apresentam
desvios em relaccedilatildeo agraves medidas para os cristais perfeitos Esses desvios satildeo tatildeo maiores quanto
maior for a concentraccedilatildeo de defeitos Uma variaccedilatildeo tambeacutem eacute verificada na energia livre de
Gibbs pois sabe-se que centros de defeitos armazenam energia em soacutelidos [2]
A siacutentese mecacircnica (SM) eacute uma teacutecnica de moagem de um mono poacute ou de uma mistura
de dois ou mais poacutes de um composto Eacute comum encontrar na literatura outro termo utilizado
para designar o tratamento de partiacuteculas em poacute no moinho de alta energia Normalmente
associa-se o termo siacutentese mecacircnica ou Mechanical Alloying (MA) ao processo no qual a
mistura de poacutes eacute moiacuteda em conjunto onde a transferecircncia de material que estaacute envolvida tem o
objetivo de se obter uma liga homogecircnea Por outro lado a moagem de poacutes tais como metais
puros onde a transferecircncia de material natildeo eacute necessaacuteria para a homogeneizaccedilatildeo denomina-se
simplesmente moagem mecacircnica ou Mechanical Milling (MM) [9]
De maneira praacutetica pode-se descrever o processo de siacutentese mecacircnica como a
colocaccedilatildeo da amostra no recipiente especiacutefico (normalmente chamado de jarro de moagem)
juntamente com esferas (preferencialmente do mesmo material que o recipiente) a realizaccedilatildeo
da selagem do recipiente para alguns materiais com o intuito de evitar a oxidaccedilatildeo ou ateacute
mesmo contaminaccedilatildeo realiza-se esse procedimento em um ambiente fechado (glove box) com
um gaacutes inerte e finalizando o processo tem-se a fixaccedilatildeo do recipiente no moinho e o iniacutecio do
processo de moagem [9]
18
Pode-se dividir fisicamente o processo de siacutentese mecacircnica de materiais em 4 estaacutegios
bem distintos [25]
I - Estaacutegio inicial as partiacuteculas satildeo deformadas plasticamente assumindo uma forma achatada
A ductilidade do material e energia fornecida no processo de moagem refletem diretamente na
intensidade dessa alteraccedilatildeo O acreacutescimo da aacuterea de superfiacutecie aumenta progressivamente a
probabilidade de soldagem a frio dessas partiacuteculas gerando um aumento do tamanho meacutedio da
partiacutecula
II ndash Segundo Estaacutegio as partiacuteculas satildeo soldadas a frio e requebradas favorecendo a formaccedilatildeo
de um poacute muito fino Eacute neste estaacutegio que ocorre tambeacutem a formaccedilatildeo de partiacuteculas compostas
denominadas de agregados Com o acuacutemulo de deformaccedilatildeo plaacutestica haacute um aumento do
encruamento e da resistecircncia mecacircnica das partiacuteculas Essa situaccedilatildeo aumenta a probabilidade
de fratura das partiacuteculas ou agregados
III ndash Terceiro Estaacutegio nesta fase um certo ldquoequiliacutebriordquo entre os processos de fratura e de
soldagem a frio eacute alcanccedilado Observa-se tambeacutem que as partiacuteculas alcanccedilam um tamanho fixo
Entretanto a energia livre de Gibbs continua a aumentar ateacute alcanccedilar uma saturaccedilatildeo
IV ndash Quarto Estagio eacute caracterizado pelo refinamento da microestrutura desses agregados
Na Figura 7 estatildeo ilustrados os quatro estaacutegios do processo de Siacutentese Mecacircnica
Figura 7 Representaccedilatildeo das fases presentes no processo de SM [25]
19
Eacute bem conhecido que a natureza procura estados fiacutesicos com a menor variaccedilatildeo da
energia livre de Gibbs Assim as substacircncias sob moagem mecacircnica podem ser transformadas
em novas substacircncias ou mudarem de fases cristalograacuteficas visando alcanccedilar esses estados de
menor energia Sabe-se que tais mudanccedilas envolvem determinados mecanismos fiacutesicos como
por exemplo difusatildeo atocircmica atraveacutes de contornos de gratildeos Os mecanismos fiacutesicos envolvidos
no processo SM ainda natildeo satildeo completamente entendidos [9]
Do ponto de vista estrutural cada poacute constituindo a mistura pode ser visto como sendo
formado por duas componentes uma cristalina que eacute sua estrutura cristalograacutefica original e
outra formada pelos centros de defeitos que eacute chamada de componente interfacial Em geral
nos materiais nanoestruturados a componente interfacial ou contornos de gratildeo podem
corresponder a ateacute 50 do volume do material [10]
A Figura 8 ilustra esquematicamente os cristalitos formado por ciacuterculos pretos e o
contorno de gratildeo por ciacuterculos brancos
Figura 8 Modelo de um material nanomeacutetrico Os ciacuterculos pretos e brancos representam
respectivamente a componente cristalina e a interfacial [10]
Embora a sistemaacutetica de preparaccedilatildeo e execuccedilatildeo da SM pareccedila ser simples o processo
possui diversas variaacuteveis que satildeo determinantes na qualidade e nas caracteriacutesticas do produto
final
A dimensatildeo das esferas utilizadas no processo interfere na eficiecircncia de moagem
Esferas grandes otimizam o processo desde que associadas a uma velocidade que permita a
20
transferecircncia da energia de impacto as partiacuteculas do poacute Aleacutem da dimensatildeo a massa das esferas
tambeacutem influencia no resultado final
A BPR (ball-to-powder weight ratio) ou razatildeo entre a massa das esferas e a massa do
poacute possui um efeito significante no tempo necessaacuterio para alcanccedilar uma fase particular na
amostra que estaacute sendo moiacuteda A BPR eacute inversamente proporcional ao tempo exigido na
moagem os valores de BPR podem variar de 11 ateacute valores de 220 1 Contudo BPR muito
grande pode gerar reaccedilotildees indesejaacuteveis como aumento na geraccedilatildeo de calor o que afetaria a
constituiccedilatildeo do poacute [2627]
A velocidade de rotaccedilatildeo do moinho estaacute diretamente associada agrave energia aplicada
atraveacutes de colisotildees das esferas com a amostra assim como na temperatura de processo da SM
Cada moinho possui uma velocidade criacutetica que define a otimizaccedilatildeo do desempenho do
processo Dessa forma deve-se analisar o quanto pode ser vantajoso ou prejudicial uma
temperatura elevada durante o processo da SM
Em alguns casos onde a difusatildeo eacute exigida para promover a homogeneizaccedilatildeo eou fusatildeo
do poacute pode ser vantajosa a elevaccedilatildeo da temperatura Poreacutem em outros casos o aumento da
temperatura pode acelerar o processo de transformaccedilatildeo e resultar na decomposiccedilatildeo de soluccedilotildees
soacutelidas supersaturadas ou outras fases metaestaacuteveis formadas durante a moagem tornando-se
uma desvantagem [26 27]
O paracircmetro mais importante para otimizaccedilatildeo do processo de siacutentese mecacircnica eacute a
determinaccedilatildeo do tempo de execuccedilatildeo Normalmente o tempo de moagem eacute escolhido com o
propoacutesito de conseguir um estado intermediaacuterio entre os estados de fratura e a fusatildeo a frio das
partiacuteculas do poacute A determinaccedilatildeo do tempo seraacute feita com base em vaacuterios paracircmetros como os
anteriormente mencionados Por isso eacute importante considerar que o niacutevel de contaminaccedilatildeo
pode aumentar e algumas fases indesejaacuteveis podem ser formadas quando o poacute eacute moiacutedo por
tempos maiores que o necessaacuterio [27]
A descriccedilatildeo das variaacuteveis adotadas durante o processo de SM eacute fundamental para
garantir a reprodutibilidade bem como para o estudo das influencias que cada paracircmetro pode
exercer sobre as caracteriacutesticas da amostra apoacutes o termino do processo [282930]
Assim apresenta-se na tabela 1 os principais paracircmetros relacionados a
reprodutibilidade do processo de siacutentese mecacircnica
21
Tabela 1 Principais variaacuteveis envolvidas no processo de siacutentese mecacircnica
24 Difraccedilatildeo de Raios X
A difraccedilatildeo de Raios X (DRX) eacute uma teacutecnica poderosa utilizada principalmente quando
se deseja realizar a caracterizaccedilatildeo estrutural de materiais Entretanto sua aplicaccedilatildeo eacute bem mais
ampla e versaacutetil sendo utilizada tambeacutem em aacutereas como a fiacutesica quiacutemica geologia
biotecnologia
Os raios X possuem energia suficiente para penetrarem nos soacutelidos e dessa forma se
mostram apropriados para investigarem estruturas internas Pode-se gerar raios X em
laboratoacuterio tanto pela desaceleraccedilatildeo dos eleacutetrons num alvo metaacutelico quanto pela excitaccedilatildeo dos
eleacutetrons dos aacutetomos alvo O primeiro processo fornece um espectro continuo e largo o segundo
fornece linhas acentuadas no espectro O meacutetodo normalmente utilizado nos equipamentos de
laboratoacuterio consiste em gerar os raios X fazendo com que um eleacutetron de alta energia gerado no
caacutetodo do tubo catoacutedico colida com um alvo metaacutelico acircnodo [31]
O feixe de raios X possui comprimento de onda (λ) caracteriacutestico que varia de acordo
com o material do acircnodo Para aplicaccedilotildees em cristalografia os comprimentos de onda mais
utilizados variam de 05 a 25 Ǻ Tal fato se justifica em virtude da proximidade desses valores
as menores distancias interatocircmicas observadas em materiais orgacircnicos e inorgacircnicos
PARAcircMETROS ENVOLVIDOS NO PROCESSO
1 Tipo de moinho usado
2 Tipo e material dos recipientes de moagem
3 Velocidade de moagem
4 Tempo de moagem
5 A BPR
6 Atmosfera de moagem
7 Agentes de controle de processo
8 Temperatura de moagem
22
O processo fiacutesico de espalhamento de difraccedilatildeo de raios X eacute o espalhamento elaacutestico dos
foacutetons pelos aacutetomos do material analisado que estatildeo dispostos na rede cristalina O
espalhamento ocorre quando o feixe de raios X atinge as nuvens eletrocircnicas que formam os
planos de um soacutelido cristalino em um determinado acircngulo onde uma porccedilatildeo da radiaccedilatildeo eacute
espalhada pela camada de aacutetomos superficiais e a outra parte do feixe natildeo espalhada penetra
na segunda camada de aacutetomos onde outra fraccedilatildeo eacute espalhada e o restante passa para terceira
camada e assim sucessivamente [3132] Pode-se observar uma representaccedilatildeo desse fenocircmeno
na Figura 9
Figura 9 Representaccedilatildeo geomeacutetrica da Lei de Bragg [28]
A teoria baacutesica que define o estudo de materiais cristalinos por difraccedilatildeo de raios X
baseia-se no princiacutepio de que as distribuiccedilotildees espaciais dos eleacutetrons no material definem
diferentes planos atocircmicos portanto esses planos atocircmicos espalham os raios X ndash vistos como
ondas ndash causando interferecircncia construtiva e destrutiva que se manifestam no padratildeo de raios
X como maacuteximos e miacutenimos respectivamente [33]
A ocorrecircncia de maacuteximos e miacutenimos pode ser explicada utilizando-se a Lei de Bragg
Utilizando o auxiacutelio geomeacutetrico da Figura 9 pode-se verificar que o caminho oacutetico percorrido
pelos raios X incidentes no primeiro plano do material eacute diferente do caminho percorrido pelos
feixes refratados no segundo plano A diferenccedila de caminho (δ) pode ser descrita como
δ = 2dhkl119904119890119899120579 (1)
Essa diferenccedila de percurso gera uma diferenccedila de fase (∆120593) entre as ondas refletidas que pode
ser expressa por
23
∆120593 = 2120587 δλfrasl (2)
onde λ eacute o comprimento de onda do feixe de raios X incidente Para um cristal perfeito e infinito
haveraacute interferecircncia construtiva somente quando δ = nλ onde n eacute um nuacutemero inteiro
Dessa forma a condiccedilatildeo para ocorrecircncia de interferecircncia construtiva pode ser expressa como
2119889ℎ119896119897119904119890119899120579 = 119899 λ (3)
Essa relaccedilatildeo eacute conhecia como a Lei de Bragg
Desse modo se o cristal for rotacionado cada conjunto de planos iraacute difratar a radiaccedilatildeo
quando o valor de 2dsenθ satisfizer a equaccedilatildeo Assim os dados de difraccedilatildeo satildeo coletados para
o cristal como um todo O arranjo de feixes difratados considerados em conjunto eacute
denominado padratildeo de difraccedilatildeo de cristal Se o material analisado estiver na forma de um poacute
de pequenos cristalitos aleatoriamente arranjados cada cristalito iraacute produzir seu proacuteprio padratildeo
de difraccedilatildeo [34]
Um ponto importante a ser considerado eacute que a intensidade determinada
experimentalmente definida como a intensidade total de cada difraccedilatildeo e que corresponde as
aacutereas delimitadas pelas respectivas curvas eacute maior que a prevista pela Lei de Bragg Tal
diferenccedila entre o padratildeo real e o previsto por Bragg reside no fato de o cristal natildeo ser perfeito
e nem infinito aleacutem dos feixes de raios X natildeo serem totalmente monocromaacuteticos e a radiaccedilatildeo
incidente natildeo corresponder a feixes perfeitamente paralelos Por tudo isso ao se observar um
padratildeo de raios X verifica-se que os picos possuem a forma de uma funccedilatildeo Gaussiana e natildeo a
de uma funccedilatildeo delta como previsto pela lei de Bragg Assim para valores ligeiramente
diferentes dos acircngulos de Bragg ocorreraacute tambeacutem difraccedilatildeo [35]
Se o material analisado for um liacutequido ou um soacutelido natildeo cristalino (amorfo) o padratildeo
obtido se caracteriza por uma quase completa ausecircncia de periodicidade uma certa ordem
apenas a pequenas distacircncias (de curto alcance) e uma preferecircncia estatiacutestica para uma distacircncia
interatocircmica particular Como consequecircncia os padrotildees tendem a possuir apenas um ou dois
picos alargados
Na Figura 10 ilustra-se as diferenccedilas tiacutepicas observadas nos padrotildees de difraccedilatildeo para
amostras de um cristal perfeito (A) um cristal real (B) e um liquido ou material amorfo (C)
24
Figura 10 Padratildeo de difraccedilatildeo para Cristal perfeito cristal real e liquido ou amorfo respectivamente
O estudo da direccedilatildeo e da intensidade do feixe difratado eacute importante pois permite obter
conclusotildees sobre o fator de estrutura de materiais cristalinos e de materiais amorfos As
intensidades relativas da difraccedilatildeo de estruturas cristalinas dependem do conteuacutedo da ceacutelula
unitaacuteria quanto ao nuacutemeros de eleacutetrons nos aacutetomos posiccedilotildees atocircmicas e da distribuiccedilatildeo
eletrocircnica nos aacutetomos Tem-se entatildeo o fator de estrutura que estaacute diretamente relacionado com
a intensidade das ondas espalhadas no fenocircmeno de difraccedilatildeo em materiais
241 Difratocircmetro
O difratocircmetro eacute constituiacutedo basicamente por um tubo de raios X um porta amostra
onde se incide a radiaccedilatildeo e um detector moacutevel Nos equipamentos modernos a geometria de
Bragg-Brentano se manteacutem com a diferenccedila de que a amostra permanece na posiccedilatildeo horizontal
podendo se movimentar apenas quando se utiliza um sistema de rotaccedilatildeo horizontal sobre o eixo
da amostra Nessa geometria um feixe de radiaccedilatildeo monocromaacutetica incide na amostra em forma
de poacute rotacionada de um acircngulo θ enquanto os dados satildeo coletados por um detector que se
move de 2θ [3637]
Uma representaccedilatildeo esquemaacutetica do funcionamento de um difratocircmetro pode ser vista
na Figura 11 Neste esquema verifica-se que o feixe de Raios X gerado pela fonte (A) sai do
tubo passando pela janela de beriacutelio em forma de uma linha O mesmo passa pela fenda soller
de placas paralelas passando em seguida pela fenda divergente e pela maacutescara que controlam
25
a aacuterea dos Raios X que incidem sobre a amostra (B) O feixe difratado passa pelas fendas anti-
espalhamento de recebimento e soller incidindo no detector (C) apoacutes passar por um
monocromador [353637]
Figura 11 Representaccedilatildeo esquemaacutetica de um Difratocircmetro [35]
As fendas soller tecircm como funccedilatildeo diminuir a divergecircncia axial de um feixe de raios X
A fenda divergente eacute utilizada para limitar a divergecircncia lateral do feixe de raios X de modo
que a superfiacutecie da amostra receba o maacuteximo possiacutevel da radiaccedilatildeo e ao mesmo tempo a
irradiaccedilatildeo do porta amostra seja evitada A maacutescara tem a funccedilatildeo de limitar a aacuterea linear
iluminada sobre a amostra [3839]
O feixe difratado eacute normalmente expresso atraveacutes de picos que se destacam do
background (ou linha de base) registrados num difratograma de intensidade versus o acircngulo
2θ As intensidades obtidas em acircngulos 2θ representadas atraveacutes dos picos nos difratogramas
correspondem agrave difraccedilatildeo do feixe incidente por um determinado conjunto de planos do cristal
que possuem mesma distacircncia interplanar cada qual com iacutendices de Miller hkl (reflexotildees hkl)
A intensidade a posiccedilatildeo angular (2θ) ou distacircncia interplanar (d) e o perfil satildeo as informaccedilotildees
obtidas de cada pico Cada composto cristalino apresenta um padratildeo difratomeacutetrico
caracteriacutestico permitindo sua identificaccedilatildeo atraveacutes das posiccedilotildees angulares e intensidades
relativas dos picos difratados [3639]
Na tabela 2 apresentam-se alguns fatores instrumentais e seus efeitos sobre as posiccedilotildees
forma e larguras dos picos de difraccedilatildeo [414243]
26
Tabela 2 Relaccedilatildeo entre os fatores instrumentais e os efeitos sobre os picos de DRX
25 Meacutetodo de Rietveld
O fiacutesico holandecircs Hugo M Rietveld desenvolveu em 1969 um meacutetodo para refinar
estruturas cristalinas a partir de modelos teoacutericos e de padrotildees de raios X (DRX) ou de necircutrons
[44 45]
O modelo matemaacutetico utilizado no Meacutetodo de Rietveld (MR) refina os perfis teoacutericos
dos picos de difraccedilatildeo de forma que estes perfis se aproximem dos perfis medidos O refinamento
possibilita determinar as propriedades cristalograacuteficas do material analisado como por
exemplo orientaccedilotildees preferenciais (textura) em alguns casos o tamanho meacutedio e a
microdeformaccedilatildeo de cristalitos e as dimensotildees da cela unitaacuteria [44]
Para executar o refinamento de estruturas o MR faz comparaccedilotildees do perfil real de uma
amostra (o observado ou experimental) com espectros teoacutericos calculados a partir de misturas
hipoteacuteticas de fases (o calculado) Compara-se pontualmente os valores obtidos atraveacutes da
diferenccedila entre as intensidades
Os valores satildeo ajustados utilizando-se o meacutetodo dos miacutenimos quadrados ateacute se
conseguir a melhor concordacircncia possiacutevel do padratildeo experimental com o calculado [46]
A diferenccedila entre as intensidades isto eacute a quantidade minimizada no refinamento eacute dada
pela seguinte expressatildeo
Sy = sum 120596119894(119910119894 minus 119910119888119894)2
119894 (4)
FATOR INSTRUMENTAL EFEITO SOBRE O PICO
Alinhamento e colimaccedilatildeo do feixe Afeta na largura e simetria dos picos
Excentricidade da amostra Influecircncia a largura e posiccedilatildeo dos picos
Planaridade da superfiacutecie da
amostra Produz assimetria dos picos em baixos acircngulos
Absorccedilatildeotransparecircncia da amostra Causa deslocamento dos picos alargamento e assimetria
principalmente em amostras com coeficientes de absorccedilatildeo
Tamanho das partiacuteculas e micro
deformaccedilatildeo da rede Causa variaccedilatildeo na largura e forma dos picos
27
Onde 120596119894 representa a intensidade observada no i-eacutesimo ponto (sendo expresso por 120596119894 =
1 119910119894frasl ) e 119910119894 representa a intensidade observada e 119910119888119894 a intensidade calculada [46]
As medidas precisas de intensidades dadas em intervalos de 2θ o incremento de 2θ
constante um modelo inicial proacuteximo a estrutura real da amostra satildeo alguns requisitos que
devem ser analisados antes de se iniciar o refinamento
Deve-se ficar claro que o MR natildeo se trata de um software os programas satildeo utilizados
para realizar os caacutelculos matemaacuteticos requeridos pelo meacutetodo Existem diversos programas
computacionais que usam o MR dentre eles o pacote de programas GSAS (General Structure
Analysis System) [47] e o EXPGUI [48]
Para se descrever o formato dos picos de DRX de materiais nanoestruturados
recomenda-se utilizar a funccedilatildeo perfil pseudo-Voigt de Thompson-Cox-Hasting modificada
(funccedilatildeo de perfil CW 4 no pacote GSAS [47]) que considera o modelo anisotroacutepico de Stephens
e efeitos de textura [4950]
Nesta funccedilatildeo de perfil a largura a meia altura (FWHM) das partes gaussiana (ΓG) e
Lorentziana (ΓL) eacute expressa da seguinte forma
Γ119866 = [(119880 + (1 minus 120578)2119889ℎ1198961198974 Γ119878
2(ℎ119896119897))1199051198861198992120579 + 119881119905119886119899120579 + 119882 +119875
1198881199001199042120579]
12
(5)
e
Γ119871 = 120578119889ℎ1198961198972 Γ119878(ℎ119896119897) 119905119886119899120579 +
119883+119883119890119888119900119904120601
119888119900119904120579 (6)
Onde dhkl eacute a distacircncia entre os planos da rede e θ eacute o acircngulo de Bragg Na parte gaussiana os
paracircmetros V e W dependem dos instrumentos Os paracircmetros P e o termo X + Xecosφ
descrevem respectivamente as contribuiccedilotildees Gaussianas e Lorentzianas para o tamanho de
cristalito Os paracircmetros P e X correspondem ao tamanho de cristalito isotroacutepico enquanto Xe
expressa efeitos de tamanho de cristalito anisotroacutepicos φ eacute o acircngulo entre o vector de reflexatildeo
e o seu respectivo eixo de ampliaccedilatildeo
O paracircmetro de tensatildeo isotroacutepica U e o paracircmetro de tensatildeo anisotroacutepica ΓS (hkl)
expressam o alargamento de pico causado por deformaccedilotildees na rede cristalina ΓS (hkl) eacute uma
28
funccedilatildeo do alargamento (hkl) e depende da simetria de cristal [4950] O paracircmetro η eacute um
coeficiente de mistura que determina as contribuiccedilotildees do alargamento gaussiano (η = 0) e
Lorentziano (η = 1)
O tamanho de cristalito aparente pode ser determinado pela formula de Scherrer
Considerando o refinamento de todos esses paracircmetros para ajustar as larguras de linha e
assumindo que a contribuiccedilatildeo da distribuiccedilatildeo de tamanho de cristalitos eacute anisotroacutepica isto eacute
fazendo P = 0 na equaccedilatildeo 5 pode-se calcular o tamanho de cristalito (lang119889rang) pela seguinte foacutermula
[52]
lang119889rang =(18000119870120582)
119871119909120587 (7)
Considerando tambeacutem que as microtensotildees satildeo isotroacutepicas e fazendo ΓS (hkl) =0 na
equaccedilatildeo 6 pode-se calcular seu percentual pela foacutermula contida no Manual do GSAS [52]
assim a microdeformaccedilatildeo (ε) pode ser expressa por
120576 =120587
18000radic(81198971198992)(119866119880 minus 119866119880119900)100 (8)
Onde GUo eacute o valor previamente obtido do material padratildeo utilizado na calibraccedilatildeo do
equipamento Os valores obtidos para a amostra padratildeo satildeo considerados como iniciais para
paracircmetros ajustaacuteveis e mantidos fixos para os demais durante o ajuste de difratogramas de
amostras em estudo [53]
Durante o refinamento pelo meacutetodo de Rietveld um conjunto de paracircmetros varaacuteveis eacute
calculado e refinado em relaccedilatildeo aos dados digitalizados do difratograma abaixo apresenta-se
um breve detalhamento desses paracircmetros [414243]
29
1- Fator de escala corresponde agrave correccedilatildeo de proporcionalidade entre o padratildeo
difratomeacutetrico calculado e o observado
2- Linha de base (background) eacute corrigida a partir de dados coletados no proacuteprio
difratograma e da interpolaccedilatildeo entre estes pontos Eacute importante conhecer o
comportamento da linha de base jaacute que esta fornece informaccedilotildees a respeito da presenccedila
de fases amorfas na amostra e pode ser incluiacuteda em uma rotina de quantificaccedilatildeo das
fases envolvidas
3- Perfil de pico conjunto de funccedilotildees analiacuteticas em que se modelam efeitos relacionados
ao perfil Algumas equaccedilotildees analiacuteticas satildeo propostas para corrigir estes efeitos como
as equaccedilotildees Gaussiana Lorentziana e de assimetria
4- Paracircmetros da ceacutelula Podem ser corrigidos pela Lei de Bragg (nλ=2dsenθ) onde o
espaccedilamento d estaacute relacionado aos iacutendices de Miller e portanto aos paracircmetros de
ceacutelula (a b c α β γ) A indexaccedilatildeo dos picos eacute feita levando-se em conta os paracircmetros
da ceacutelula e a intensidade calculada o que mostra certa vantagem em relaccedilatildeo a teacutecnicas
convencionais pois todos os paracircmetros que influenciam na discrepacircncia dos valores
de d satildeo refinados conjuntamente com os das intensidades
5- Fator de estrutura os paracircmetros variaacuteveis deste fator satildeo posiccedilotildees atocircmicas fatores
de temperatura isotroacutepicos ou anisotroacutepicos e o nuacutemero de ocupaccedilatildeo
6- Deslocamento paracircmetros de correccedilatildeo dos deslocamentos devido agrave fuga do ponto focal
da oacuteptica do difratocircmetro
7- Orientaccedilatildeo preferencial correccedilatildeo de problemas gerados na preparaccedilatildeo de amostra
Trabalhos da literatura mostram que a reduccedilatildeo computacional da orientaccedilatildeo preferencial
tem eficiecircncia limitada daiacute a preocupaccedilatildeo em controlar este efeito durante a preparaccedilatildeo
da amostra
30
251 Iacutendices de avaliaccedilatildeo da qualidade do refinamento
A qualidade do refinamento deve ser verificada atraveacutes de indicadores estatiacutesticos
numeacutericos que satildeo utilizados durante o processo iterativo (caacutelculos) e apoacutes o teacutermino deste
para aferir se o refinamento estaacute se procedendo de modo satisfatoacuterio [46]
Os refinamentos realizados no software GSAS [47] devem ser acompanhados no que
diz respeito a convergecircncia ao miacutenimo global por iacutendices de confiabilidade para julgar a
qualidade dos mesmos dentre eles o Rwp (R ponderado) e o 1205362 chamado de ldquogoodnees of fit
os quais estatildeo relacionados com o perfil do difratograma [46]
O Rwp eacute expresso por
119877119908119901 = ( radicsum 120596119894(119910119894minus 119910119888119894)2
119894
sum 120596119894(119910119894)2119894
) 119909 100 (9)
O denominador do Rwp eacute a funccedilatildeo de minimizaccedilatildeo (equaccedilatildeo 4) Esse eacute o iacutendice que deve
ser analisado para verificar se o refinamento estaacute convergindo Se o valor de Rwp estaacute
diminuindo entatildeo o refinamento estaacute sendo bem-sucedido Bons refinamentos fornecem
valores de Rwp da ordem de 2 a 10 tipicamente se encontram entre 10 e 20 [46]
O Rexp eacute o valor estatisticamente esperado sendo expresso conforme [54]
119877119890119909119901 = [(119873minus119875)
sum 119908119894(119910119894(119900119887119904))sup2]
12frasl
(10)
Por sua vez o 1205362 eacute definido como
1205942 = 119877119908119901
119877119890119909119901 (11)
Trata-se de um iacutendice frequentemente utilizado estando relacionado agrave qualidade do
ajuste entre o difratograma calculado e o observado Espera-se que seu valor seja equivalente a
10 em um refinamento perfeito sendo que na praacutetica valores em torno de 50 caracterizam
refinamentos otimizados [43] O Rexp utilizado para se determinar o valor de 1205362 eacute o valor
estatisticamente esperado para o Rwp
31
252 GSAS-EXPGUI
O diagrama de blocos da Figura 12 descreve os procedimentos a serem seguidos para se
iniciar um refinamento no software EXPGUI [48]
Figura 12 Diagrama de blocos com ordem dos procedimentos para iniacutecio do refinamento no EXPGUI
Iniciar o programa
Adicionar as fases
Inserir o Difratograma Experimental
Inserir o arquivo PRM
Escolha da funccedilatildeo de background
powpref
genles
Abertura do programa com criaccedilatildeo de um novo arquivo referente ao
refinamento que seraacute iniciado
A adiccedilatildeo das fases presentes na amostra normalmente utiliza-se arquivos
com as informaccedilotildees cristalograacuteficas com a extensatildeo cif
Insere-se o arquivo contendo o difratograma experimental (com a extensatildeo
gsas)
Inserir o PRM O arquivo PRM conteacutem informaccedilotildees instrumentais do
difratocircmetro utilizado como por exemplo o nome do difratocircmetro o
comprimento de onda da radiaccedilatildeo utilizada a polarizaccedilatildeo e os paracircmetros de
perfil relacionados ao alargamento instrumental
O passo seguinte eacute a escolha da funccedilatildeo de background e o nuacutemero de termos
que se iraacute utilizar O programa dispotildee de 8 tipos de funccedilotildees background Na
sequecircncia deve-se escolher a funccedilatildeo de perfil que iraacute modelar os picos de
difraccedilatildeo O GSAS possui cinco funccedilotildees Nesse trabalho utilizou-se a funccedilatildeo
nuacutemero 4
Preparar e carregar os dados
Prepara para rodar os ciclos de refinamento
32
Concluiacutedo os processos descritos na Figura 12 inicia-se o refinamento dos paracircmetros
vale ressaltar que a utilizaccedilatildeo da funccedilatildeo perfil pseudo-Voigt de Thompson-Cox-Hasting
modificada embora seja mais interessante para refinamentos de estruturas ela pode apresentar
alguma complicaccedilatildeo devido agrave grande quantidade de paracircmetros altamente correlacionados (GU
GV GW GP LX) que tornam a convergecircncia um desafio agrave paciecircncia
Entretanto a sua aplicaccedilatildeo pode ser significativamente simplificada se um refinamento
preacutevio de uma amostra padratildeo for realizado e os paracircmetros instrumentais obtidos forem
usados como paracircmetros iniciais para o refinamento do material desejado [46]
Na Figura 13 apresenta-se um print da interface do EXPGUI Durante os procedimentos
de refinamento
Figura 13 Interface do EXPGUI para refinamento dos paracircmetros
Para refinamento dos paracircmetros o conhecimento da correlaccedilatildeo de cada fator torna mais
faacutecil o sucesso e a qualidade final do refinamento Escolhendo-se a funccedilatildeo de perfil 4 tem-se as
seguintes correlaccedilotildees mostradas na tabela 3
33
Tabela 3 Correlaccedilotildees e definiccedilotildees para as variaacuteveis envolvidas no refinamento pelo MR no EXPGUI
PARAcircMETRO CORRELACcedilAtildeO NO MODELO REFINADO
GV e GW Definem a largura da gaussiana relacionada ao alargamento instrumental
GU Define a largura da gaussiana relacionada agrave micro deformaccedilatildeo da rede
GP Define a largura da gaussiana relacionada ao tamanho de cristalito
LX Define a largura da lorentziana relacionada ao tamanho de cristalito
PTEC Avalia a anisotropia do tamanho de cristalito relacionada ao alargamento de
Lorentz
SHKL Define a micro deformaccedilatildeo da rede relacionada ao alargamento de Lorentz Seu
nuacutemero de termos depende da simetria de Laue
TRNS Descreve a profundidade de penetraccedilatildeo dos raios X em uma amostra
SHFT Determina o deslocamento em 2θ devido agrave posiccedilatildeo da amostra no porta amostra
SFEC Avalia a anisotropia quando haacute falhas de empilhamento da rede
ETA Eacute o termo de mistura entre as contribuiccedilotildees de Gauss e de Lorentz
SL e HL Satildeo termos de assimetria relacionados agrave divergecircncia axial
25 Calorimetria Diferencial de Varredura
A calorimetria diferencial de varredura (Differential Scanning Calorimetry- DSC) eacute um
meacutetodo de medida bem estabelecido e usado numa ampla escala em diferentes aacutereas de
pesquisa Com as medidas de DSC eacute possiacutevel investigar a evoluccedilatildeo teacutermica dos materiais e
tambeacutem avaliar grandezas como pureza capacidade teacutermica calor de transiccedilatildeo transiccedilotildees
viacutetreas relaxaccedilatildeo teacutermica [2]
O sistema DSC consiste na detecccedilatildeo de um sinal eleacutetrico gerado pela diferenccedila de
temperatura entre o material de referecircncia cujo comportamento com a temperatura eacute conhecido
e o material que estaacute sendo investigado (amostra) O DSC eacute um meacutetodo calorimeacutetrico no qual
satildeo medidas diferenccedilas de energia A Figura 14 ilustra a configuraccedilatildeo de um DSC
34
Figura 14 Ilustraccedilatildeo da configuraccedilatildeo de um DSC
As curvas construiacutedas com os dados DSC permitem identificar substacircncias construir
diagramas de fase aleacutem de determinar a fraccedilatildeo de cristalinidade dos materiais A amostra natildeo
inerte pode sofrer periodicamente fenocircmenos de absorccedilatildeo ou geraccedilatildeo de calor em funccedilatildeo do
tempo temperatura e posiccedilatildeo do meio Entre os processos de absorccedilatildeo de calor (endoteacutermicos)
pode-se destacar a fusatildeo a sublimaccedilatildeo a adsorccedilatildeo e entre os processos de geraccedilatildeo de calor
(exoteacutermicos) destacam-se a cristalizaccedilatildeo e a desorccedilatildeo
De acordo com o fenocircmeno ocorrido com a amostra no interior do equipamento a curva
gerada poderaacute apresentar picos endoteacutermicos ou exoteacutermicos a associaccedilatildeo dos dados com um
diagrama de fases um DRX ou outra teacutecnica poderaacute ser necessaacuterio para se extrair informaccedilotildees
consistentes A Figura 15 ilustra as possiacuteveis configuraccedilotildees encontradas em uma curva tiacutepica
de DSC
Figura 15 Representaccedilatildeo graacutefica dos padrotildees geneacutericos de picos apresentados no DSC
35
Dentre os possiacuteveis fenocircmenos apresentados por uma amostra em um DSC pode-se
obter picos exoteacutermicos ou endoteacutermicos Pode-se calcular a energia de ativaccedilatildeo (Ea) necessaacuteria
para promover a cristalizaccedilatildeo ou a nucleaccedilatildeo de uma fase Para tanto eacute necessaacuterio conhecer
valores de temperaturas de pico de cristalizaccedilatildeo (Tc) medidas para diferentes taxas de
aquecimento constantes (τ) e aplicar esses valores na equaccedilatildeo de Kissinger mostrada abaixo
[2]
119897119899 (τ
1198791198882) = minus
119864119886
119877119879119888+ 119888 (12)
onde R = 831 Jmol K eacute a constante molar dos gases e c eacute uma constante arbitraria
36
3 PROCEDIMENTOS EXPERIMENTAIS
31 Produccedilatildeo da Amostra
Para produccedilatildeo da amostra de Bi3Ni utilizou-se a formula AxBy onde x + y =100 e as
relaccedilotildees abaixo descritas as quais permitem encontrar os valores em fraccedilatildeo da massa de cada
componente
119872119879119900119905119886119897 = (119909
119909+119910) 119872119860 + (
119910
119909+119910) 119872119861
119876119860 = (119909
119909+119910)
119872119860
119872119879119874119879119860119871 e (13)
119876119861 = (119910
119909 + 119910)
119872119861
119872119879119874119879119860119871
onde MTotal = massa total a ser pesada MA = massa do elemento A (constante na Tabela
Perioacutedica) MB = massa do elemento B (constante na Tabela Perioacutedica) QA = fraccedilatildeo da massa
do elemento A a ser pesada e QB = fraccedilatildeo da massa do elemento B a ser pesada
Considerando-se as relaccedilotildees acima a amostra composta pelos elementos quiacutemicos
Niacutequel (Ni) e Bismuto (Bi) foi produzida com a massa total de 3 gramas sendo 026 gramas
de Ni (Alfa Aesar com 9995 de pureza e com tamanho de partiacutecula de minus100 mesh) e 274
gramas de Bi (Alfa Aesar com 9995 de pureza e com tamanho de partiacutecula de minus100 mesh)
Para pesagem foi utilizada a balanccedila eletrocircnica de alta precisatildeo (001mg) SHIMADZU modelo
(AUW220D)
32 Siacutentese Mecacircnica
Apoacutes a preparaccedilatildeo da amostra iniciou-se a fase da moagem mecacircnica Para tal utilizou-
se o moinho High Energy Ball Mill Emax da Retsch pertencente ao Laboratoacuterio de Siacutentese e
Caracterizaccedilatildeo de Nanomateriais (LSCN) do IFAM O moinho Emax combina vantagens de
diversos tipos de moinho tais como impacto de alta frequecircncia (moinho oscilante) atrito
37
intenso (moinho oscilante de discos) e movimentos rotativos controlados do vaso de moagem
(moinho de bolas planetaacuterio) o que proporciona um oacutetimo desempenho [55]
Na Figura 16 satildeo mostradas as imagens do moinho na imagem agrave esquerda observa-se a posiccedilatildeo
de fixaccedilatildeo dos dois jarros de moagem
Figura 16 Moinho High Energy Ball Mill Emax
Os suportes de cada vaso satildeo afixados sobre dois discos que giram no mesmo sentido
movendo assim os vasos por uma trajetoacuteria circular sem que estes modifiquem sua orientaccedilatildeo
A accedilatildeo combinada da geometria dos vasos e da mecacircnica do movimento gera um forte atrito
entre as bolas a amostra e as paredes do vaso bem como uma elevada aceleraccedilatildeo que lanccedila as
bolas com forte impacto contra a amostra junto agraves paredes do vaso Disso resulta uma melhor
mistura das partiacuteculas e uma menor granulometria final [55]
O moinho possui um sistema de resfriamento por aacutegua permitindo que a elevada
aplicaccedilatildeo de energia possa ser aproveitada com eficiecircncia no processo de moagem sem que a
amostra se superaqueccedila
A amostra foi colocada no jarro de moagem juntamente com 3 esferas de accedilo inoxidaacutevel
com massa total de 2092 g resultando numa BPR aproximada de 71 O jarro de moagem foi
levado a glove box onde foi realizado o vaacutecuo do ambiente com a posterior injeccedilatildeo de gaacutes
Argocircnio e a selagem do vaso de moagem Esse procedimento teve como objetivo evitar uma
possiacutevel oxidaccedilatildeo da amostra durante a moagem mecacircnica
38
Na Figura 17 eacute possiacutevel visualizar o jarro de moagem em dois momentos sendo o
primeiro entes do fechamento com as esferas e a amostra e posteriormente durante o processo
de fechamento dentro da glove box
Figura 17 Preparaccedilatildeo e selagem do vaso de moagem
O primeiro processo de moagem da mistura foi realizado durante uma hora Apoacutes esse
tempo o jarro foi aberto e feito uma Difraccedilatildeo de Raios X (DRX) da amostra Seguiu-se entatildeo
para selagem do vaso de moagem e preparaccedilatildeo para novo ciclo de moagem O intervalo de
moagem passou a ser de 3 horas sendo realizado em trecircs etapas de 1 hora entre cada etapa
houve um intervalo de 5 minutos para resfriamento da amostra realizadas sem abertura do jarro
de moagem
No procedimento foi utilizada a rotaccedilatildeo de 1000 rpm a temperatura do vaso variou de
27 degC agrave 39 degC no final da moagem Apoacutes as 3 horas de moagem o vaso foi aberto e realizou-se
um DRX da amostra Esse processo se repetiu por seis vezes tendo gerado intervalos de tempo
de1h 4hs 7hs 10hs 13hs 16hs e 19hs de moagem
O fim da moagem foi estabelecido com base na anaacutelise dos difratogramas da amostra e
da constataccedilatildeo de equiliacutebrio na evoluccedilatildeo ou formaccedilatildeo de novas fases
39
33 Difraccedilatildeo de Raios X
As medidas de DRX foram realizadas no Laboratoacuterio de Materiais (LabMat) da UFAM
utilizando um Difratocircmetro de Raio-X modelo Empyrean da PANalytical com radiaccedilatildeo CuKα1
de 1 5406 Aring e se dividiram em duas etapas
A primeira etapa foi realizada com os intervalos de 1h 4hs 7hs 10hs 13hs 16hs e 19
horas e teve como finalidade acompanhar a evoluccedilatildeo estrutural da amostra e confirmar a
formaccedilatildeo da fase uacutenica de Bi3Ni
A Figura 18 apresenta o porta amostra em duas etapas distintas a primeira com a
amostra sendo preparada adequadamente e na segunda pronta para a realizaccedilatildeo do DRX
Figura 18 Preparaccedilatildeo da amostra para realizaccedilatildeo de DRX
Os difratogramas experimentais gerados foram submetidos agrave identificaccedilatildeo das fases
cristalinas atraveacutes de comparaccedilotildees com padrotildees difratomeacutetricos disponibilizados no banco de
dados do Inorganic Crystal Structure Database ndash ICSD
Na Figura 19 apresenta-se o goniocircmetro difratocircmetro de raio-X modelo Empyrean da
PANalytical
40
Figura 19 Difratocircmetro de Raio-X modelo Empyrean da PANalytical
Os padrotildees usados de DRX foram os seguintes
Faixa de acircngulo 10 ndash 100deg
Velocidade de escaneamento 1deg min
Tempo aproximado de realizaccedilatildeo do difratograma 45 min
Tubo de raio-X de cobre (Cu)
Voltagem 40 kV
Corrente 30 mA
Divergecircncia de fenda 10 (deg)
Dispersatildeo de fenda 10 (deg)
A segunda etapa das medidas de DRX foi realizada com uso do forno e medidas in situ
tendo sido realizadas com a amostra moiacuteda por 19 horas nas temperaturas de 250 2500 3000 e
350 0C essas medidas tiveram a finalidade de acompanhar o comportamento estrutural em
funccedilatildeo da temperatura e estudar a estabilidade teacutermica da amostra Detalhes do forno estatildeo
ilustrados nas Figuras 20
41
Figura 20 Preparaccedilatildeo da amostra e porta amostra no forno do DRX
A primeira mediccedilatildeo foi realizada a temperatura de 25 oC seguindo-se de um
aquecimento a taxa de 10 oCmin ateacute atingir a temperatura de 250 oC apoacutes atingir a temperatura
procedeu-se uma execuccedilatildeo de uma isoteacutermica por 10 minutos antes da mediccedilatildeo in situ de DRX
O procedimento foi repetido para as temperaturas de 300 oC e 350 oC conforme pode-se
observar na rampa de aquecimento da Figura 21
Figura 21 Rampa de aquecimento para medidas in situ de DRX
34 Refinamento pelo Meacutetodo de Rietveld
Para realizaccedilatildeo dos refinamentos pelo MR desta dissertaccedilatildeo utilizou-se o programa
GSAS (General Structure Analysis System) e o EXPGUI [4748]
42
Para se descrever o formato dos picos de DRX utilizou-se a funccedilatildeo perfil pseudo-Voigt
de Thompson-Cox-Hasting modificada funccedilatildeo de perfil CW 4 no pacote GSAS que considera
o modelo anisotroacutepico de Stephens e efeitos de textura [4950]
Para o coeficiente de mistura (η) que determina as contribuiccedilotildees do alargamento
gaussiano (η = 0) e Lorentziano (η = 1) nas equaccedilotildees 5 e 6 foi utilizado neste trabalho o valor
de η = 075
Os coeficientes de alargamento instrumental V e W constantes na equaccedilatildeo 5 foram
previamente obtidos a partir do DRX de uma amostra padratildeo bem cristalizada e mantidos fixos
no refinamento dos dados experimentais
Para o caacutelculo do tamanho meacutedio de cristalito com o uso da equaccedilatildeo 7 utilizou-se o
valor de K = 091 e 120582=0154056 nm
O GSAS dispotildee de 8 tipos de funccedilotildees de background neste trabalho utilizou-se a funccedilatildeo
polinomial de Chebyshev o nuacutemero de termos variou tendo sido utilizados 20 termos na funccedilatildeo
polinomial para refinamentos com a presenccedila da fase amorfa e 6 termos apoacutes a cristalizaccedilatildeo da
fase amorfa
Para iniacutecio do refinamento no programa EXPGUI foi utilizado o diagrama de blocos da
Figura 12 e para o refinamento dos paracircmetros as correlaccedilotildees da tabela 3
35 Tratamento Teacutermico
Foi realizado um tratamento teacutermico na amostra moiacuteda por 19 horas com a finalidade
de promover o relaxamento dos defeitos e tensotildees causados durante a moagem mecacircnica e a
cristalizaccedilatildeo da fase amorfa presente A partir da temperatura ambiente 25 oC iniciou-se o
aquecimento a uma taxa de 10 oCmin A temperatura final foi de 800 oC seguindo-se do
desligamento do forno que se manteve fechado ateacute que a temperatura da amostra atingisse
25 oC Em seguida a amostra foi retirada do forno e foi realizado um DRX Utilizou-se um forno
tubular com tubo de quartzo e uma atmosfera com fluxo constante de gaacutes argocircnio ilustrado
na Figura 22
43
Figura 22 Forno utilizado para realizar o tratamento teacutermico
36 Calorimetria Diferencial de Varredura (DSC)
As medidas de DSC foram realizadas na amostra moiacuteda por 19 horas em uma ceacutelula
Netzsch modelo DSC 3500 Sirius pertencente ao Laboratoacuterio de Termo ciecircncias da UFAM
Para realizaccedilatildeo das medidas utilizou-se um fluxo de proteccedilatildeo de N2 a 50 mlmin com
temperatura inicial de 25 oC e temperatura final de 550 oC
Foram realizadas quatro medidas com as taxas de transferecircncia de calor de 25 oCmin
5 oCmin 10 oCmin e 20 oCmin Foram utilizados cadinhos (porta amostra) de alumiacutenio e a
massa meacutedia de 22 mg de amostra foi utilizada nos quatro experimentos
Na Figura 23 eacute mostrada a ceacutelula Netzsch modelo DSC 3500 Sirius onde foram
realizadas as medidas e os cadinhos sendo dois fechados e um com a amostra visiacutevel
Figura 23 Equipamento utilizado para realizar o DSC
44
4 RESULTADOS E DISCUSSOtildeES
41 Evoluccedilatildeo estrutural
A Figura 24 mostra a evoluccedilatildeo estrutural durante o processo de siacutentese conforme
descrito nos procedimentos experimentais Qualitativamente podemos ver nesta figura uma
modificaccedilatildeo gradativa dos padrotildees de difraccedilatildeo O pico mais intenso da amostra moiacuteda por 1
hora corresponde ao plano (1 0 -2) do Bi precursor
Acompanhando o comportamento deste plano em especiacutefico constata-se que entre a
primeira e a quarta hora o mesmo sofre apenas uma ligeira diminuiccedilatildeo Concomitantemente
com este decreacutescimo emergem pequenos novos picos em 2θ aproximadamente entre 28 e 35o
Com 7 horas de moagem os novos picos satildeo evidentes e foram identificados junto agrave base de
dados do ICSD como a estrutura desejada Bi3Ni grupo espacial Pnma (cartatildeo nuacutemero 391336)
Em 13 horas de moagem o pico do Bi atinge seu miacutenimo e segue estaacutevel ateacute 19 h de moagem
Dada a observaccedilatildeo da estabilizaccedilatildeo estrutural o processo foi interrompido Uma anaacutelise mais
detalhada dos difratogramas seraacute mostrada e discutida na sequecircncia
Figura 24 Padratildeo de difraccedilatildeo observado para amostra e Bi3Ni durante todo intervalo de moagem
10 20 30 40 50 60 70 80
19h
16h
1h
10h
1h
7h
4h
2(graus)
1h
13h
Inte
nsid
ade (
ua
)
45
Na Figura 25 mostramos a indexaccedilatildeo das fases na primeira hora de moagem onde foi
verificada o iniacutecio da nucleaccedilatildeo do Bi3Ni Tambeacutem eacute possiacutevel observar os picos do elemento
precursor minoritaacuterio no caso o Niacutequel (cartatildeo ICSD 64703)
Figura 25 Difratograma obtido apoacutes a primeira hora de moagem
Seguindo o processo de moagem conforme descrito nos procedimentos experimentais
a amostra foi moiacuteda por mais 3 horas totalizando 4 horas de moagem os difratogramas obtidos
satildeo apresentados nas Figuras 26 e 27 Nesta etapa jaacute natildeo eacute mais possiacutevel identificar a presenccedila
dos picos referentes ao niacutequel dessa forma somente satildeo observados os picos do bismuto e do
Bi3Ni Poreacutem como verificamos na Figura 24 a nucleaccedilatildeo da liga Bi3Ni continua ocorrendo
sistematicamente
Na Figura 26 mostramos uma comparaccedilatildeo do difratograma padratildeo de Bi3Ni (cartatildeo
nuacutemero 391336 do ICSD) com o difratograma da amostra moiacuteda por 4 horas plotados em
conjunto para destacar a nucleaccedilatildeo da fase de Bi3Ni
Na Figura 27 apresenta-se o resultado do refinamento pelo meacutetodo de Rietveld para as
4 horas de moagem Eacute possiacutevel verificar um bom acordo entre o padratildeo de DRX da amostra e
o padratildeo refinado por MR Os fatores de qualidade podem ser verificados na tabela 4 Neste
refinamento obtivemos uma fraccedilatildeo de fase equivalente a 67 de Bi e 33 de Bi3Ni
46
Figura 26 Difratograma da amostra moiacuteda durante 4 horas (curva com ruiacutedo) e o padratildeo idealizado
do Bi3Ni calculado a partir do arquivo CIF (cartatildeo ICSD no 391336)
Figura 27 Padratildeo observado no DRX (4horas) calculado e residual obtidos no refinamento pelo MR
10 20 30 40 50 60 70 80
23 24 25 26 27 28 29 30 31 32 33
Inte
nsid
ade (
ua
)
2(graus)
4 horas
CIF Bi3Ni
10 20 30 40 50 60 70 80
Experimental
Calculado
Residual
Inte
nsid
ade (
u a)
2 (graus)
4 horas
25 30 35 40 45
47
Em todas as etapas do processo de moagem foram obtidos refinamentos com iacutendices de
qualidade muito semelhantes Natildeo houve alteraccedilatildeo nos acircngulos da ceacutelula unitaacuteria do composto
de Bi3Ni que permanecerem com α= β= λ = 90o Os valores obtidos para os iacutendices de avaliaccedilatildeo
da qualidade e os paracircmetros de rede encontram-se na tabela 4
Tabela 4 Valores de Rwp e 1205362 obtidos nos refinamentos realizados durante o processo de moagem
mecacircnica para o Bi3Ni
Com os resultados obtidos nos refinamentos determinou-se as contribuiccedilotildees em
porcentagem de cada fase em funccedilatildeo do tempo de moagem Verifica-se que apoacutes a primeira
hora de moagem natildeo se identifica no difratograma a presenccedila de Ni entretanto a fase de Bi3Ni
continua nucleando indicando que ainda existe niacutequel disponiacutevel para a formaccedilatildeo desta fase
Pode-se conceber algumas hipoacuteteses para este fato A primeira refere-se agrave sensibilidade do
equipamento de DRX que natildeo identifica precisamente elementos com fraccedilatildeo de fase menor
que 10 Outa hipoacutetese provaacutevel pode ser atribuiacutea a uma adesatildeo do niacutequel nas paredes do jarro
de moagem ou nas esferas de accedilo tendo em vista sua ductilidade
Na Figura 28 foi plotado a fraccedilatildeo de cada uma das fases presentes no processo de
moagem em funccedilatildeo do tempo Fica evidente que apoacutes a primeira hora a fraccedilatildeo de fase do niacutequel
eacute zero mas continua ocorrendo a nucleaccedilatildeo do Bi3Ni que estabiliza em 13 horas
TEMPO DE MOAGEM RWP 1205362 PARAcircMETROS DE REDE DO BI3NI
a (Å) b (Å) c (Å) Volume (Å3)
4 HORAS 77 139 8890(9) 4102(1) 11502(1) 41949(6)
7 HORAS 70 137 8891(3) 4106(1) 11500(1) 41986(9)
10 HORAS 71 131 8888(1) 4104(8) 11495(1) 41939(5)
13 HORAS 65 124 8893(5) 4104(3) 11507(1) 42003(2)
16 HORAS 64 124 8888(7) 4102(9) 11499(9) 41940(1)
19 HORAS 63 123 8894(1) 4105(1) 11506(5) 42012(3)
48
Figura 28 Fraccedilatildeo das fases de Ni Bi e Bi3Ni em funccedilatildeo do tempo de moagem
Utilizando-se a equaccedilatildeo 7 com os dados obtidos no refinamento pelo MR calculou-se
o tamanho meacutedio dos cristalitos de Bi3Ni em funccedilatildeo do tempo de moagem Na Figura 29
apresenta-se em forma de um graacutefico os valores obtidos Observamos que entre a quarta e a
seacutetima hora haacute um aumento aproximado de 14 no tamanho meacutedio do cristalito pode-se
atribuir esse aumento a uma possiacutevel deformaccedilatildeo plaacutestica da amostra acarretando num
acreacutescimo da aacuterea de superfiacutecie o que aumentaria progressivamente a probabilidade de
soldagem a frio dessas partiacuteculas gerando assim um aumento do tamanho meacutedio do cristalito
Entre a seacutetima e a deacutecima hora de moagem ocorre uma reduccedilatildeo de 26 no tamanho do
cristalito maior valor percentual obtido entre intervalos de moagem Entre a deacutecima sexta e a
deacutecima nona hora haacute uma estabilizaccedilatildeo no processo de reduccedilatildeo do tamanho de cristalito
Obtivemos no final do processo uma reduccedilatildeo total de aproximadamente 59 o que representa
um tamanho meacutedio de cristalito na ordem de 2653 nm
Plota-se na Figura 29 um graacutefico com tamanho meacutedio de cristalito do composto Bi3Ni
em funccedilatildeo do tempo de moagem
0 5 10 15 20
0
20
40
60
80
100
Fra
ccedilao d
e fases (
)
Tempo de moagem ( horas)
Bi
Bi3Ni
Ni
49
Figura 29 Tamanho meacutedio de cristalito de Bi3Ni em funccedilatildeo do tempo de moagem
Natildeo houve formaccedilatildeo de novas fases ou aparentemente quaisquer outras alteraccedilotildees
significativas apoacutes a deacutecima terceira hora de moagem Os uacutenicos efeitos com a continuaccedilatildeo da
moagem foram a melhora da cristalizaccedilatildeo da fase de interesse e o aumento de intensidade do
perfil referente a fase amorfa Poreacutem o processo de moagem totalizou 19 horas a finalidade
deste intervalo apoacutes a estabilizaccedilatildeo de formaccedilatildeo da fase pretendida foi verificar a possibilidade
de oxidaccedilatildeo da amostra que ficou exposta ao ambiente durante a execuccedilatildeo do DRX
Observa-se nos difratogramas da Figura 24 a formaccedilatildeo de uma acentuada elevaccedilatildeo na
linha de base entre a faixa de 2θ que vai de aproximadamente 26deg a 36deg A forma ou perfil
dessa elevaccedilatildeo eacute um forte indicio do aparecimento de uma fase amorfa Para alcanccedilar bom
acordo nos refinamentos Rietveld foram necessaacuterios 20 termos na funccedilatildeo polinomial de
Chebyshev para descrever estas linhas de base (background)
Analisando-se portanto os difratogramas referentes agraves etapas de 10 13 16 e 19 horas
eacute possiacutevel identificar o crescimento dessa fase amorfa conforme mostramos na Figura 30
4 6 8 10 12 14 16 18 20
25
30
35
40
45
50
55
Ta
ma
nh
o m
eacuted
io d
e c
rista
lito
(n
m)
Tempo de moagem (horas)
50
Estas curvas satildeo particularmente interessantes uma vez que podemos avaliar as
distacircncias R entre os primeiros vizinhos da fase desordenada aplicando a equaccedilatildeo de Ehrenfest
que pode ser expressa como [56]
2Rsen(θ) = 123λ (14)
O maacuteximo destas curvas correspondem a 2θ ~29o o que nos leva a distacircncias aproximada
de 38 Aring Esta distacircncia natildeo fere nenhum viacutenculo de distancias entre os atamos para
Ni-Ni~248 Aring Ni-Bi~ 278 Aring Bi-Bi~308 Aring Bi-O~214 Aring
Figura 30 Comparaccedilatildeo das funccedilotildees de background para a amostra moiacuteda por 10 13 16 e 19 horas
Com objetivo de avaliar com mais detalhes a estrutura nanocristalina e amorfa
realizamos medidas de difraccedilatildeo com configuraccedilotildees que produzissem uma maior qualidade nos
dados obtidos utilizamos uma cacircmara com baixo vaacutecuo e aumentamos o tempo de aquisiccedilatildeo
dos dados
A Figura 31 mostra o padratildeo obtido para a amostra final moiacuteda por 19 horas
Destacamos a evidente fase amorfa que se forma
10 20 30 40 50 60 70 80
19 horas
16 horas
13 horas
10 horas
Inte
nsid
ade (
u a)
2 (graus)
51
Figura 31 Formaccedilatildeo da fase amorfa na amostra de Bi3Ni apoacutes 19 horas de moagem
Comparando o padratildeo de DRX obtido para amostra moiacuteda por 19 horas com o
difratograma padratildeo de Bi3Ni (cartatildeo nuacutemero 391336 do ICSD) pode-se constatar a
equivalecircncia dos picos conforme apresentada Figura 32
Com os difratogramas de maior resoluccedilatildeo verificamos a presenccedila embora em uma
pequena fraccedilatildeo de Bi (ICSD no 64703) Assim como uma ligeira sugestatildeo da existecircncia de
Bi2O3 (ICSD no 41764) vislumbra-se essa fase em virtude da possiacutevel oxidaccedilatildeo da amostra
devido as sucessivas aberturas do jarro de moagem para realizaccedilatildeo do DRX entretanto
diferentemente do que se percebe para o bismuto natildeo haacute nenhum pico referente ao oxido de
bismuto
Na posiccedilatildeo de 2θ~27o existe um pico caracteriacutestico do Bi2O3 entretanto mesmo com a
melhor resoluccedilatildeo do DRX natildeo eacute possiacutevel distinguir claramente a fase do oxido de bismuto
assim durante o processo de refinamento pelo MR natildeo foi adicionada a fase relativa ao oxido
O refinamento pelo meacutetodo de Rietveld referente a amostra moiacuteda por 19h encontra-se
na Figura 33 percebe-se a boa concordacircncia obtida para a fase de interesse Bi3Ni e a fase
20 30 40 50 60 70 80
Bi
Inte
nsid
ade (
u a)
2 (graus)
Bi
20 25 30 35 40 45
52
amorfa O asterisco indicando o pico principal do Bi salienta que essa fase por contribuir
modestamente em um difratograma tatildeo complexo natildeo eacute bem ajustada
Figura 32 Difratograma da amostra moiacuteda 19h em conjunto com os CIFs de o Bi3Ni Bi e Bi2O3
Figura 33 Difratograma da amostra moiacuteda 19h e refinada por meacutetodo de Rietveld partindo dos CIFs
do Bi3Ni Bi
20 30 40 50 60 70 80
19 horas
Bi3Ni
Bi
Bi2O
3
In
tensid
ade (
u a)
2 (graus)
25 30 35 40
20 30 40 50 60 70 80
Experimental (19h)
Calculado
Residual
Inte
nsid
ade (
u a)
2 (graus)
20 25 30 35 40 45 50
53
Os trabalhos cientiacuteficos que versam sobre a produccedilatildeo e a caracterizaccedilatildeo do composto
Bi3Ni descrevem que a siacutentese pode ser realizada por vaacuterios mecanismos normalmente as
metodologias mais usadas para obtenccedilatildeo envolvem os processos em meio quiacutemico a
eletrodeposiccedilatildeo e a solidificaccedilatildeo raacutepida Em alguns casos utilizou-se longos processos teacutermicos
que envolvem a permanecircncia da amostra num forno de resistecircncia a 1100 degC durante 3 dias
[13] ou processos de sinterizaccedilatildeo com recozimento a vaacutecuo a temperatura de 1000 degC por 24
horas [15] Relata-se tambeacutem que conforme ocorreu neste trabalho algumas amostras
apresentam pequenos traccedilos de Bi em sua composiccedilatildeo final [13]
Dessa forma o primeiro desafio desse trabalho foi produzir uma fase uacutenica de Bi3Ni por
meio da moagem mecacircnica entretanto verificou-se no resultado obtido no DRX e no
refinamento pelo MR que a fase de Bi3Ni embora apresente uma fraccedilatildeo de 999 ainda possui
leves traccedilos do pico mais intenso de bismuto (indicado por um asterisco na Figura 33) Uma
proposta futura seria portanto acrescentar uma pequena quantidade de Ni para interagir com
esse Bi remanescente
42 Medidas de DRX in situ
Com o objetivo de estudar a estabilidade teacutermica e acompanhar a evoluccedilatildeo estrutural da
amostra em funccedilatildeo da temperatura foram realizadas medidas de DRX in situ conforme
descrito nos procedimentos experimentais A Figura 34 apresenta os quatro difratogramas
obtidos
A temperatura de 25 oC observa-se uma fase uacutenica do composto Bi3Ni (com jaacute
mencionado anteriormente a amostra possui uma leve indicaccedilatildeo da presenccedila de bismuto) que
possui estrutura ortorrocircmbica e grupo espacial Pnma eacute a mesma apresentada na Figura 32
A medida que aumentamos a temperatura conforme descrito na seccedilatildeo 3 Figura 21
inicia-se uma transformaccedilatildeo do composto inicial para o crescimento da fase tetragonal de Bi2O3
(ICSD no 41764) e da fase precursora de Bi Essa alteraccedilatildeo na composiccedilatildeo da amostra ocorre
em virtude da degradaccedilatildeo da fase Bi3Ni que conforme eleva-se a temperatura tem sua fraccedilatildeo
diminuiacuteda conforme verifica-se na Figura 36 Embora as medidas in situ terem sido feitas em
baixo vaacutecuo natildeo foi impedido o crescimento do Bi2O3
54
Na Figura 34 encontram-se plotados os DRX referentes as medidas realizadas em 25o
250o 300o e 350 oC as curvas foram deslocadas verticalmente para melhor comparaccedilatildeo
Figura 34 Padratildeo observado nos DRX da amostra submetida a aquecimento
A temperatura de 250 oC temos a ocorrecircncia de trecircs fases Bi3Ni Bi2O3 e Bi
O refinamento estrutural pelo meacutetodo de Rietveld estaacute mostrado na Figura 35 Mesmo tratando-
se de uma amostra com um elevado nuacutemeros de pico aleacutem da presenccedila de uma fase amorfa o
acordo entre o experimental e o calculado eacute notaacutevel Os valores dos iacutendices de avaliaccedilatildeo da
qualidade do refinamento referentes as quatro medidas realizadas encontram-se na tabela 5
20 30 40 50 60 70 80
350 0C
300 0C
250 0C
Inte
nsid
ade (
ua
)
2 (graus)
25 0C
55
Figura 35 Padratildeo obtidos no refinamento pelo MR para amostra aquecida a 250 0C
Tabela 5 Valores de Chi2 e de Rwp obtidos nos refinamentos realizados durante o processo de
aquecimento
A temperatura de 300 oC comeccedila a formaccedilatildeo da uma nova fase cubica de grupo espacial
I23 o Bi12NiO19 em detrimento da diminuiccedilatildeo da fase de Bi3Ni Aleacutem do aumento da fraccedilatildeo
da fase de Bi2O3
Temperatura de realizaccedilatildeo da medida Rwp 1205362
25 0C 69 23
250 0C 83 18
300 0C 98 26
350 0C 99 25
10 20 30 40 50 60 70 80
Inte
nsid
ade (
ua
)
2 (graus)
Experimental
Calculado
Residual
250 0C
25 30 35 40
56
O uacuteltimo DRX foi realizado a 350 oC a principal alteraccedilatildeo dessa medida refere-se ao
fato da inexistecircncia de picos referentes agrave fase Bi3Ni A fase majoritaacuteria torna-se agora a fase
referente ao Bi e a fase Bi12NiO19 (indexado na base de dados PDF2 mas natildeo na base de dados
ICSD) permanece estaacutevel isto eacute sem alteraccedilotildees significativas em sua fraccedilatildeo O fato de estarem
presentes picos referentes ao Bi mesmo apoacutes termos ultrapassado a temperatura de fusatildeo pode
ser explicado levando-se em consideraccedilatildeo a baixa condutividade teacutermica do bismuto aliado ao
excesso de defeitos produzidos na moagem assim natildeo obteve-se a fusatildeo do elemento
Utilizamos os dados obtidos nos refinamentos para plotar o graacutefico exposto na Figura
36 onde eacute possiacutevel observar a fraccedilatildeo de cada fase em funccedilatildeo da temperatura de execuccedilatildeo do
DRX Percebe-se a raacutepida decomposiccedilatildeo da fase de Bi3Ni que entre 250 oC e 350 oC apresenta
uma reduccedilatildeo percentual de aproximadamente 88 concomitantemente ao crescimento
percentual da fase de Bi
Figura 36 Fraccedilotildees de fase em funccedilatildeo da temperatura de realizaccedilatildeo do DRX in situ
O DRX realizado na amostra a 350 oC eacute mostrado na Figura 37 em conjunto aos CIFs
das fases constituintes Para a fase Bi12NiO19 natildeo foi encontrado o CIF no banco de dados do
Inorganic Crystal Structure Database (ICSD) Para refinar utilizando o meacutetodo de Rietveld
partimos do protoacutetipo estrutural de Bi26-x Mx O40-y (M = Mg Al Co Ni) O CIF desta fase
25 75 125 175 225 275 325 375
0
20
40
60
80
100
Fra
ccedilao d
e F
ases (
)
Temperatura (0C)
Bi3Ni
Bi2O
3
Bi
Bi12
NiO19
57
resultante estaacute mostrado em vermelho na Figura 37 e uma representaccedilatildeo da ceacutelula unitaacuteria na
Figura 38 os aacutetomos de oxigecircnio estatildeo representados na cor vermelha e o niacutequel em verde
Figura 37 Padratildeo observado no DRX da amostra em 350 oC em comparaccedilatildeo com o CIF das fases
constituintes
Figura 38 Projeccedilatildeo do eixo a e em perspectiva do Bi12NiO19
10 20 30 40 50 60 70 80
Inte
nsid
ade (
ua
)
2(graus)
350 graus
Bi2O
3
Bi
Bi12
NiO19
20 25 30 35 40 45 50 55
58
O refinamento estrutural utilizando estas fases estaacute mostrado na Figura 39 e os valores
referentes aos paracircmetros de rede obtidos para o refinamento da fase Bi12NiO19 constam na
tabela 6
Figura 39 Padratildeo obtidos no refinamento pelo MR para amostra aquecida a 350 0C
Tabela 6 Paracircmetros da ceacutelula unitaacuteria da estrutura Bi12NiO19
A Figura 40 conteacutem as fotografias retiradas do forno do difratocircmetro antes e apoacutes a
realizaccedilatildeo da medida Eacute possiacutevel verificar que a amostra devido a dilataccedilatildeo volumeacutetrica e a
fusatildeo do bismuto transborda o porta amostra
Paracircmetros de Rede a = b=c=10258(8) Aring
Acircngulos α = β = γ = 900
Volume da ceacutelula 107966(2) Aring3
Grupo de simetria Cuacutebico
Grupo espacial I23
10 20 30 40 50 60 70 80
Inte
nsid
ade (
ua
)
2 (graus)
Calculado
Experimental
Residual
350 0C
20 25 30 35 40 45
59
Figura 40 Fotografia do forno do DRX antes a apoacutes a realizaccedilatildeo das medidas
43 Calorimetria Diferencial de Varredura (DSC)
Com a finalidade de estudar e melhor entender a evoluccedilatildeo estrutural da amostra
observada nas medidas in situ realizou-se medidas DSC conforme descrito nos procedimentos
experimentais a temperatura final foi de 550 oC
Na Figura 41 mostramos as medidas DSC feitas em diferentes taxas de aquecimento
realizadas na amostra moiacuteda por 19 horas Em todas as 4 medidas vemos comportamentos
exoteacutermicos e endoteacutermicos Os picos endoteacutermicos ocorreram a uma temperatura aproximada
de 270 0C temperatura essa equivalente ao ponto de fusatildeo do bismuto e foram atribuiacutedos a
fusatildeo do Bi ocorrida em duas etapas
Comparando-se os resultados obtidos nas medidas in situ onde observamos a nucleaccedilatildeo
de uma nova fase a partir da temperatura de 250 oC com os resultados obtidos no DSC podemos
concluir que o pico exoteacutermico presente no termograma corresponde agrave nucleaccedilatildeo da fase de
Bi2O3
Com a finalidade de calcular a energia de ativaccedilatildeo (Ea) necessaacuteria para promover essa
nucleaccedilatildeo aplicamos a metodologia proposta por Kissinger [2] Conforme indicado na Figura
41 as 4 medidas foram feitas com taxas de aquecimento de 25 5 10 e 20 oCmin
60
A Figura 42 mostra em detalhes a Figura 41 onde vemos os valores das temperaturas
de pico de cristalizaccedilatildeo (Tc) e as referidas taxas de aquecimento (120591) Como era esperado a
medida que a taxa de aquecimento aumenta a temperatura de pico tambem aumenta
Figura 41 Termograma DSC plotados em conjunto para os diferentes fluxos de calor
Figura 42 Espectros DSC com as temperaturas de pico e suas respectivas taxas de aquecimento
100 150 200 250 300 350 400 450 500 550
250Cmin
50Cmin
100Cmin
fluxo d
e c
alo
r (u
a)
Temperatura (0C)
200Cmin
exo
230 235 240 245 250 255 260 265 270 275 280 285
250Cmin
50Cmin
100Cmin
fluxo d
e c
alo
r (u
a )
Temperatura (0C)
242 0C
252 0C
266 0C
278 0C
200Cmin
exo
61
Com os dados fornecidos na Figura 42 pode-se calcular a energia de ativaccedilatildeo referente
a nucleaccedilatildeo da fase de Bi2O3 Plotando-se um graacutefico linear de ln(120591
1198791198882) versus
1
119879119888 onde o
coeficiente angular eacute (minus119864119886
119877) obteacutem-se a energia de ativaccedilatildeo A Figura 43 apresenta a
linearizaccedilatildeo da equaccedilatildeo 16 de onde se obteacutem a energia de ativaccedilatildeo do processo de nucleaccedilatildeo
do Bi2O3
Figura 43 Graacutefico linear do ln(120591
1198791198882) versus
1
119879119888
Logo considerando as relaccedilotildees anteriormente definidas eacute possiacutevel calcular a energia de
ativaccedilatildeo uma vez que m = (minus119864119886
119877) e R = 831 jmol K Desse modo a energia de ativaccedilatildeo
necessaacuteria para promover a nucleaccedilatildeo da fase Bi2O3 eacute de 12465 kJmol
A metodologia proposta permitiria tambeacutem calcular a energia de ativaccedilatildeo necessaacuteria
para cristalizar a fase amorfa as medidas de DSC foram planejadas ateacute a temperatura de
550 oC devido a limitaccedilotildees do equipamento poreacutem como fica evidente na Figura 41 natildeo se
observa nenhum pico exoteacutermico apoacutes os 350 oC que se possa estar associado a cristalizaccedilatildeo da
fase amorfa O pico exoteacutermico existente como jaacute mencionado ocorreu a uma temperatura que
variou de 242 0C agrave 278 0C e refere-se agrave nucleaccedilatildeo de fase
182 184 186 188 190 192 194
-115
-110
-105
-100
-95
ln (
T2 c)
1Tc (10
-3 k
-1)
62
44 Tratamento teacutermico
Apoacutes a realizaccedilatildeo das medidas de DRX in situ e das medidas de DSC a fase amorfa
ainda se encontrava presente assim foi realizado um tratamento teacutermico com a finalidade de
promover a cristalizaccedilatildeo da fase amorfa presente
O tratamento teacutermico foi realizado a uma taxa constante de 10 0Cmim ateacute a temperatura
de 800 0C com a atmosfera protegida por gaacutes argocircnio Na Figura 44 apresenta-se o difratograma
da amostra realizado apoacutes o do tratamento teacutermico vemos no detalhe que a acentuada elevaccedilatildeo
na linha de base entre a faixa de 2θ que vai de aproximadamente 26deg agrave 36deg e que corresponde
a fase amorfa desapareceu completamente
Figura 44 Difratograma da amostra apoacutes tratamento teacutermico
Para a amostra tratada termicamente foram identificadas trecircs fases similar ao observado
nas medias in situ a 350 oC foram identificadas a fase cuacutebica Bi12NiO19 a fase tetragonal de
Bi2O3 (ICSD no 41764) e a fase romboeacutedrica de Bismuto (ICSD no 64703) Na Figura 45
apresentamos o padratildeo observado plotado juntamente com o CIF das 3 fases identificadas
10 20 30 40 50 60 70 80
Inte
nsid
ad
e (
ua
)
2 (graus)
Pos Tratamento Teacutermico
20 25 30 35 40 45 50 55 60
63
Figura 45 Difratograma da amostra apoacutes tratamento teacutermico em conjunto com os CIFs de Bi Bi2O3 e
Bi12NiO19
Pode-se verificar no padratildeo do difratograma da Figura 45 que pelo formato da linha de
base obtida ocorreu a cristalizaccedilatildeo da fase amorfa e as fases identificadas correspondem aos
picos presentes no DRX da amostra
O refinamento realizado pelo MR confirmou a identificaccedilatildeo das fases contidas na
amostra no sentido da exata correspondecircncia entre os picos obtidos nos padrotildees calculados e
observados As fraccedilotildees das fases da amostra que sofreu tratamento teacutermico em comparaccedilatildeo com
as fraccedilotildees obtidas no DRX in situ estatildeo apresentados na tabela 7
Tabela 7 Fraccedilotildees das fases apoacutes tratamento teacutermico e DRX in situ a 350 oC
Fraccedilatildeo das fases Tratamento Teacutermico DRX in situ a 350 oC
Bi12NiO19 90 137
Bi2O3 89 20
Bi 11 663
10 20 30 40 50 60 70 80
Inte
nsid
ade (
ua
)
2 (graus)
Observado
Bi
Bi2O
3
Bi12
NiO19
25 30 35 40 45 50 55
64
O aumento da temperatura propicia a nucleaccedilatildeo das fases de Bi2O3 e Bi12NiO19 em
detrimento da diminuiccedilatildeo da fase Bi3Ni
O refinamento pelo meacutetodo de Rietveld para amostra que sofreu tratamento teacutermico
apresentou uma boa concordacircncia para os perfis calculado e experimental Nesse refinamento
foi utilizado o CIF modificado de Bi12NiO19 Na Figura 46 temos o padratildeo experimental e o
calculado obtidos no refinamento pelo MR
Figura 46 Padratildeo observado e experimental refinado pelo MR para amostra tratada termicamente
Compara-se na Figura 47 os difratogramas obtidos para amostra tratada termicamente e
para o DRX in situ a temperatura de 350 oC eacute possiacutevel identificar a correspondecircncia entre os
picos entretanto eacute notaacutevel a diferenccedila na linha de base do difratograma referente ao DRX in
situ contra o DRX da amostra submetida a tratamento teacutermico Pode-se concluir que para
ocorrer a cristalizaccedilatildeo da fase amorfa eacute necessaacuterio que a temperatura do tratamento teacutermico seja
superior a 550 0C
10 20 30 40 50 60 70 80
Inte
nsid
ade (
ua
)
2 (graus)
Calculado
Experimental
Residual
Pos Tratamento Teacutermico
65
Outro fenocircmeno perceptiacutevel eacute o deslocamento em 2θ da posiccedilatildeo dos picos O
difratograma da amostra que foi ao forno do DRX tem a posiccedilatildeo dos seus picos deslocados para
direita em comparaccedilatildeo ao observado no CIF do Bi12NiO19 e no DRX da amostra que passou
por tratamento teacutermico Podemos associar esse deslocamento a contraccedilatildeo do volume da ceacutelula
unitaacuteria Considerando o valor padratildeo do volume do composto Bi12NiO19 constante na tabela
5 ocorreu uma reduccedilatildeo de volume de aproximadamente 155 para amostra tratada
termicamente e uma variaccedilatildeo positiva de 005 para amostra do DRX in situ Na Figura 47
plotamos juntos os difratogramas da amostra tratada termicamente da amostra que realizou a
medida in situ a 350 0C e o CIF do Bi12NiO19
Figura 47 Difratogramas das amostras apoacutes tratamento teacutermico e DRX in situ em conjunto com o
CIF do Bi12NiO19
O tratamento teacutermico realizado produziu o resultado esperado cristalizando a fase
amorfa As fases presentes na amostra apoacutes a realizaccedilatildeo do tratamento estatildeo em conformidade
agraves encontradas nas medidas de DRX in situ
20 30 40 50 60 70 80
Bi
Inte
nsid
ade (
u a)
2 (graus)
Bi
20 25 30 35 40 45
66
5 CONCLUSAtildeO
A sintetizaccedilatildeo do composto nanoestruturado de Bi3Ni foi realizado de modo eficiente
apoacutes 13 horas de moagem mecacircnica
As medidas de difraccedilatildeo de Raio X possibilitaram acompanhar a evoluccedilatildeo estrutural e a
nucleaccedilatildeo da fase de Bi3Ni O refinamento realizado pelo Meacutetodo de Rietveld proporcionou a
quantificaccedilatildeo dos paracircmetros cristalograacuteficos tais como paracircmetros de rede volume da ceacutelula
unitaacuteria fraccedilatildeo das fases presentes e tamanho de cristalito Os fatores de qualidade e
convergecircncia alcanccedilaram valores satisfatoacuterios correspondendo a exata simulaccedilatildeo do padratildeo
observado
A anaacutelise teacutermica realizada por meio das medidas de DRX in situ permitiu o estudo da
estabilidade teacutermica e o acompanhamento da evoluccedilatildeo estrutural da amostra em funccedilatildeo da
temperatura Foi possiacutevel identificar duas novas fases presentes o Bi2O3 e Bi12NiO19 nucleadas
agraves custas da fase de Bi3Ni Na temperatura de 350 oC a amostra eacute composta das fases Bi12NiO19
Bi2O3 e Bi
As medidas de DSC realizadas ateacute a temperatura de 550 oC e com quatro diferentes
taxas de aquecimento foram utilizadas para se calcular com o uso da equaccedilatildeo de Kissinger a
energia de ativaccedilatildeo (Ea) necessaacuteria para promover a nucleaccedilatildeo do composto Bi12NiO19 que eacute de
12465 kJmol
O tratamento teacutermico no forno ateacute 800 oC promoveu o relaxamento dos defeitos e
tensotildees causadas durante a moagem mecacircnica e a cristalizaccedilatildeo da fase amorfa natildeo sendo mais
possiacutevel identificar no DRX realizado o perfil referente a essa fase Identificou-se novamente a
fase Bi12NiO19 aleacutem da ocorrecircncia das fases de Bi2O3 e Bi jaacute identificadas nas medidas de
DRX in situ confirmando a consistecircncia dos resultados obtidos por dois ensaios diferentes
Pocircde-se verificar o mesmo fenocircmeno em todos os ensaios que envolveram o
aquecimento da amostra Ao aquecer-se o Bi3Ni ocorre um processo de oxidaccedilatildeo que resulta
na formaccedilatildeo da fase de Bi2O3 e a fase de Bi12NiO19 todas associadas ao consumo de Bi da fase
Bi3Ni
Para realizaccedilatildeo de estudos futuros com o intuito de se obter a fase uacutenica de Bi3Ni
pode-se alterar ligeiramente as massas dos produtos com a adiccedilatildeo de um pouco de niacutequel
67
Pode-se melhorar o controle das condiccedilotildees de realizaccedilatildeo dos tratamentos teacutermicos com o
intuito de se evitar a oxidaccedilatildeo A realizaccedilatildeo de medidas de DSC ateacute a temperatura de 800 0C
poderaacute revelar picos exoteacutermicos e propiciar condiccedilotildees para se calcular a energia necessaacuteria
para promover a cristalizaccedilatildeo da fase amorfa
68
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Ficha Catalograacutefica
O48s Siacutentese caracterizaccedilatildeo estrutural e teacutermica do compostonanoestrurado Bi3Ni Arthur Emanuel Soares Oliveira 2017 76 f il color 31 cm
Orientador Seacutergio Michielon de Souza Dissertaccedilatildeo (Mestrado em Ciecircncia e Engenharia de Materiais) -Universidade Federal do Amazonas
1 Difraccedilatildeo raios X (DRX) 2 Siacutentese mecacircnica 3 Meacutetodo deRietveld 4 Tratamento teacutermico I Souza Seacutergio Michielon de IIUniversidade Federal do Amazonas III Tiacutetulo
Ficha catalograacutefica elaborada automaticamente de acordo com os dados fornecidos pelo(a) autor(a)
Oliveira Arthur Emanuel Soares
ARTHUR EMANUEL SOARES DE OLIVEIRA
SIacuteNTESE CARACTERIZACcedilAtildeO ESTRUTURAL E TEacuteRMICA DO
COMPOSTO NANOESTRURADO Bi3Ni
Dissertaccedilatildeo de Mestrado apresentada ao Programa de Poacutes-Graduaccedilatildeo em Ciecircncia e Engenharia
de Materiais (PPGCEM) da Universidade Federal do Amazonas (UFAM) para a obtenccedilatildeo do
Tiacutetulo de Mestre em Ciecircncia e Engenharia de Materiais
BANCA EXAMINADORA
________________________________________________________________
Prof Dr Seacutergio Michielon de Souza (Orientador-Presidente da Banca)
UFAM PPGCEM
________________________________________________________________
Profa Dra Iccedilamira Costa Nogueira (Membro Titular)
UFAM PPGCEM
________________________________________________________________
Prof Dr Edson Roberto Leite (Membro Titular- Externo)
UFSCar
A Shirley Raphael e Fernanda pelo amor carinho e
compreensatildeo demonstrados durante essa caminhada
estaremos juntos sempre e para sempre
AGRADECIMENTOS
Nesse momento especial natildeo poderia deixar de agradecer as pessoas que tornaram
possiacutevel a realizaccedilatildeo desse sonho
Ao meu orientador Prof Dr Sergio Michielon de Souza pelo inestimaacutevel
conhecimento transmitido e excelente orientaccedilatildeo mas principalmente por sua paciecircncia e
sabedoria em reconhecer minhas limitaccedilotildees e virtudes
Aos professores Dr Edgar Sanches e Dr Hidembergue Frota pelas preciosas
consideraccedilotildees na qualificaccedilatildeo desse trabalho
Ao Prof Dr Lizandro (IFAM) por permitir o acesso ao Laboratoacuterio de Siacutentese e
Caracterizaccedilatildeo de Nanomateriais (LSCN) onde foi realizado a moagem da amostra e ao Prof
Dr Newton (UFAM) por permitir o uso do DSC no Laboratoacuterio de Termociecircncias
Aos amigos que tive o privileacutegio de conviver e trocar experiecircncias durante o periacuteodo do
mestrado Mitsuo Leonardo Aeacutercio Meg Joelma Querem Thiago Carla e um agradecimento
especial ao Mieacutecio responsaacutevel pela execuccedilatildeo das medidas de raio X no Laboratoacuterio de
Materiais
A Fundaccedilatildeo de Amparo agrave Pesquisa e Ensino no Amazonas ndash FAPEAM pelo
apoio financeiro
Por fim agradeccedilo as pessoas que fazem cada conquista valer a pena Shirley
Raphael e Fernanda pois vocecircs me ensinam liccedilotildees que vatildeo muito aleacutem da vida acadecircmica me
apontando e conduzindo para um caminho repleto de realizaccedilotildees
ldquoA pesquisa baacutesica eacute como atirar uma flecha para o ar e onde ela cair pintar um alvordquo
(Homer Adkins Burton)
3
RESUMO
A partir da mistura dos poacutes elementares de bismuto (Bi) e niacutequel (Ni) foi produzido o
composto nanoestruturado de Bi3Ni utilizando a teacutecnica de Siacutentese Mecacircnica As propriedades
estruturais da amostra foram investigadas por difraccedilatildeo de raios X combinado com o meacutetodo de
Rietveld Com o objetivo de estudar a estabilidade teacutermica e acompanhar o comportamento
estrutural da amostra em funccedilatildeo da temperatura foram realizadas medidas de DRX in situ
aleacutem de medidas de calorimetria diferencial de varredura ndash DSC O processo de moagem
totalizou 19 horas apoacutes a deacutecima terceira hora de moagem natildeo haacute ocorrecircncia de novas fases
apenas ocorreu uma melhora da taxa de cristalizaccedilatildeo e uma diminuiccedilatildeo do tamanho de cristalito
Encontra-se presente um pico alargado A forma perfil dessa elevaccedilatildeo eacute um forte indicio do
aparecimento de uma fase amorfa Os resultados do DSC em conjunto com DRX revelam a
dinacircmica de nucleaccedilatildeo e transformaccedilatildeo de novas fases como o Bi12NiO19 e o Bi2O3 que passam
a se formar agrave medida que a amostra eacute aquecida Com a utilizaccedilatildeo da equaccedilatildeo de Kissinger foi
possiacutevel calcular a energia necessaacuteria para nucleaccedilatildeo desta nova fase Realizou-se um
tratamento teacutermico com a finalidade de promover a cristalizaccedilatildeo da fase amorfa presente bem
como de estudar a evoluccedilatildeo estrutural do composto em funccedilatildeo da temperatura O meio utilizado
para sintetizaccedilatildeo da liga Bi3Ni mostrou-se eficiente e as anaacutelises estruturais e teacutermicas utilizadas
nesse trabalho demonstram a concordacircncia e a consistecircncia dos resultados obtidos e dos
objetivos propostos
Palavras-chave Difraccedilatildeo raios X (DRX) siacutentese mecacircnica Meacutetodo de Rietveld
4
ABSTRACT
From the mixture of the elementary powders of bismuth (Bi) and nickel (Ni) the
nanostructured compound of Bi3Ni was produced using the Mechanical Synthesis technique
The structural properties of the sample were investigated by X-ray diffraction combined with
the Rietveld method In order to study the thermal stability and to follow the structural behavior
of the sample as a function of temperature XRD measurements were performed in situ in
addition to differential scanning calorimetry (DSC) measurements The milling process totaled
19 hours after the thirteenth hour of milling there was no occurrence of new phases only an
improvement of the crystallization rate and a decrease of the crystallite size occurred An
enlarged peak is present the shape and profile of this elevation is a strong indication of the
appearance of an amorphous phase The results of the DSC together with XRD clarify the
dynamics of nucleation and transformation of new phases such as Bi12NiO19 and Bi2O3 which
starts to form as the sample is heated With the use of the Kissinger equation it was possible to
calculate the energy required for nucleation of this new phase A thermal treatment was carried
out in order to promote the crystallization of the present amorphous phase as well as to study
the structural evolution of the compound as a function of temperature The medium used to
synthesize the Bi3Ni alloy proved to be efficient and the structural and thermal analyzes used
in this work demonstrate the consistency and consistency of the results obtained and the
proposed objectives
Keywords Diffraction X-rays (DRX) mechanical synthesis Method of Rietveld
5
LISTA DE FIGURAS
Figura 1 Projeccedilatildeo dos eixos a b c e em perspectiva respectivamente do Bi (ICSD 64703) 10
Figura 2 Projeccedilatildeo do eixo a e em perspectiva respectivamente do Ni (ICSD 41508) 10
Figura 3 Projeccedilatildeo dos eixos a b e c do composto Bi3Ni (ICSD 391336) 12
Figura 4 Representaccedilatildeo em perspectiva do arranjo octaeacutedrico da cadeia de Bi3Ni (ICSD 391336) 12
Figura 5 Diagrama de Fases Bi-Ni e entalpia de formaccedilatildeo do Bi3Ni e BiNi 14
Figura 6 As 14 redes de Bravais 16
Figura 7 Representaccedilatildeo das fases presentes no processo de SM 18
Figura 8 Modelo de um material nanomeacutetrico Os ciacuterculos pretos e brancos representam
respectivamente a componente cristalina e a interfacial 19
Figura 9 Representaccedilatildeo geomeacutetrica da Lei de Bragg 22
Figura 10 Padratildeo de difraccedilatildeo para Cristal perfeito cristal real e liquido ou amorfo
respectivamente 24
Figura 11 Representaccedilatildeo esquemaacutetica de um difratocircmetro 25
Figura 12 Diagrama de blocos com ordem dos procedimentos para iniacutecio do refinamento no
EXPGUI 31
Figura 13 Interface do EXPGUI para refinamento dos paracircmetros 32
Figura 14 Ilustraccedilatildeo da configuraccedilatildeo de um DSC e do fluxo de calor 34
Figura 15 Representaccedilatildeo graacutefica dos padrotildees geneacutericos de picos apresentados no DSC 34
Figura 16 Moinho High Energy Ball Mill Emax 37
Figura 17 Preparaccedilatildeo e selagem do vaso de moagem 38
Figura 18 Preparaccedilatildeo da amostra para realizaccedilatildeo de DRX 39
Figura 19 Difratocircmetro de Raio-X modelo Empyrean da PANalytical 40
Figura 20 Preparaccedilatildeo da amostra e porta amostra no forno do DRX 41
Figura 21 Rampa de aquecimento para medidas in situ de DRX 41
Figura 22 Forno utilizado para realizar o tratamento teacutermico 43
Figura 23 Equipamento utilizado para realizar o DSC 43
Figura 24 Padratildeo de difraccedilatildeo observado para amostra e Bi3Ni durante todo intervalo de moagem 44
Figura 25 Difratograma obtido apoacutes a primeira hora de moagem 45
6
Figura 26 Difratograma da amostra moiacuteda durante 4 horas (curva com ruiacutedo) e o padratildeo
idealizado do Bi3Ni calculado a partir do arquivo CIF (cartatildeo ICSD no 391336) 46
Figura 27 Padratildeo observado no DRX (4horas) calculado e residual obtidos no refinamento
pelo MR 46
Figura 28 Fraccedilatildeo das fases de Ni Bi e Bi3Ni em funccedilatildeo do tempo de moagem 48
Figura 29 Tamanho meacutedio de cristalito de Bi3Ni em funccedilatildeo do tempo de moagem 49
Figura 30 Comparaccedilatildeo das funccedilotildees de background para a amostra moiacuteda por 10 13 16 e
19 horas 50
Figura 31 Formaccedilatildeo da fase amorfa na amostra de Bi3Ni apoacutes 19 horas de moagem 51
Figura 32 Difratograma da amostra moiacuteda 19h em conjunto com os CIFs de o Bi3Ni Bi e Bi2O3 52
Figura 33 Difratograma da amostra moiacuteda 19h e refinada por meacutetodo de Rietveld partindo dos
CIFs do Bi3Ni Bi e Bi2O3 52
Figura 34 Padratildeo observado nos DRX da amostra submetida a aquecimento 54
Figura 35 Padratildeo obtidos no refinamento pelo MR para amostra aquecida a 250 0C 55
Figura 36 Fraccedilotildees de fase em funccedilatildeo da temperatura de realizaccedilatildeo do DRX in situ 56
Figura 37 Padratildeo observado no DRX da amostra em 350 oC em comparaccedilatildeo com o CIF das fases
constituintes 57
Figura 38 Projeccedilatildeo do eixo a e em perspectiva do Bi12NiO19 57
Figura 39 Padratildeo obtidos no refinamento pelo MR para amostra aquecida a 350 0C 58
Figura 40 Fotografia do forno do DRX antes a apoacutes a realizaccedilatildeo das medidas 59
Figura 41 Termograma DSC plotados em conjunto para os diferentes fluxos de calor 60
Figura 42 Espectros DSC com as temperaturas de pico e suas respectivas taxas de aquecimento 60
Figura 43 Graacutefico linear do ln1205911198791198882 versus 1119879119888 61
Figura 44 Difratograma da amostra apoacutes tratamento teacutermico 62
Figura 45 Difratograma da amostra apoacutes tratamento teacutermico em conjunto com os CIFs de Bi
Bi2O3 e Bi12NiO19 63
Figura 46 Padratildeo observado e experimental refinado pelo MR para amostra tratada termicamente 64
Figura 47 Difratogramas das amostras apoacutes tratamento teacutermico e DRX in situ em conjunto
com o CIF do Bi12NiO19 65
7
LISTA DE TABELAS
Tabela 1 Principais variaacuteveis envolvidas no processo de siacutentese mecacircnica 21
Tabela 2 Relaccedilatildeo entre os fatores instrumentais e os efeitos sobre os picos de DRX 26
Tabela 3 Correlaccedilotildees e definiccedilotildees para as variaacuteveis envolvidas no refinamento pelo
MR no EXPGUI 33
Tabela 4 Valores de Rwp e 1205362 obtidos nos refinamentos realizados durante o processo de
moagem mecacircnica 47
Tabela 5 Valores de Chi2 e de Rwp obtidos nos refinamentos realizados durante o
processo de aquecimento 55
Tabela 6 Paracircmetros da ceacutelula unitaacuteria da estrutura Bi12NiO19 58
Tabela 7 Fraccedilotildees das fases apoacutes tratamento teacutermico e DRX in situ a 350 oC 63
8
SUMAacuteRIO
DEDICATOacuteRIA 3
AGRADECIMENTOS 6
RESUMO 3
ABSTRACT 4
LISTA DE FIGURAS 5
LISTA DE TABELAS 7
SUMAacuteRIO 8
1 INTRODUCcedilAtildeO 9
2 FUNDAMENTACcedilAtildeO TEOacuteRICA 12
21 O composto Bi3Ni 12
22 Estruturas Cristalinas 15
23 Siacutentese Mecacircnica 17
24 Difraccedilatildeo de Raios X 21
241 Difratocircmetro 24
25 Meacutetodo de Rietveld 26
251 Iacutendices de avaliaccedilatildeo da qualidade do refinamento 30
252 GSAS-EXPGUI 31
25 Calorimetria Diferencial de Varredura 33
3 PROCEDIMENTOS EXPERIMENTAIS 36
31 Produccedilatildeo da Amostra 36
32 Siacutentese Mecacircnica 36
33 Difraccedilatildeo de Raios X 39
34 Refinamento pelo Meacutetodo de Rietveld 41
35 Tratamento Teacutermico 42
36 Calorimetria Diferencial de Varredura (DSC) 43
4 RESULTADOS E DISCUSSOtildeES 44
41 Evoluccedilatildeo estrutural 44
42 Medidas de DRX in situ 53
43 Calorimetria Diferencial de Varredura (DSC) 59
44 Tratamento teacutermico 62
5 CONCLUSAtildeO 66
6 REFEREcircNCIAS 68
9
1 INTRODUCcedilAtildeO
Os materiais nanoestruturados satildeo definidos como materiais policristalinos de fase
simples ou multifaacutesicos com tamanho de gratildeo na ordem de nanocircmetros tipicamente menores
que 100 nm [1]
O estudo e a pesquisa dos materiais nanoestruturados vem nos uacuteltimos anos
despertando interesse na comunidade cientiacutefica Por causa dessas pequenas dimensotildees esses
materiais satildeo estruturalmente caracterizados por uma grande fraccedilatildeo volumeacutetrica de contornos
de gratildeo ou interfaces os quais podem alterar significativamente uma variedade de
propriedades fiacutesicas e quiacutemicas quando comparadas aos materiais cristalinos convencionais
(normalmente denominados bulk) [2]
Pode-se exemplificar essas mudanccedilas nas propriedades fiacutesicas utilizando-se como
exemplo o comportamento do ouro (Au) que apresenta uma reduccedilatildeo em seu ponto de fusatildeo
quando se encontra na forma nanoestruturada Enquanto que na forma de bulk o ouro possui
ponto de fusatildeo de aproximadamente 1064 degC na forma nanomeacutetrica (com cristais menores
que 5 nm) seu ponto de fusatildeo eacute da ordem de 300 degC [3]
Os materiais nanoestruturados podem ser sintetizados de diversas formas como por
exemplo eletrodeposiccedilatildeo [4] spray pyrolysis [5] sol-gel [6] deposiccedilatildeo de vapor fiacutesico [7]
solidificaccedilatildeo raacutepida [8] siacutentese mecacircnica [9] dentre outros As metodologias e teacutecnicas de
siacutentese podem alterar consideravelmente as propriedades dos compostos resultantes isso se
deve ao fato desses materiais nanoestruturados serem metaestaacuteveis e suas propriedades
dependerem do modo de preparaccedilatildeo da variaccedilatildeo do tempo temperatura pressatildeo Em geral
nos materiais nanoestruturados a componente interfacial ou contornos de gratildeo podem
corresponder a ateacute 50 do volume do material [10]
Neste trabalho utilizou-se a teacutecnica de siacutentese mecacircnica (SM) para produccedilatildeo de um
composto contendo bismuto e niacutequel a qual possibilita a produccedilatildeo de nanoestruturados em
temperaturas proacutexima a ambiente obtenccedilatildeo de ligas com elementos de alto ponto de fusatildeo
aleacutem de promover a deformaccedilatildeo plaacutestica das ceacutelulas unitaacuterias
O bismuto eacute um elemento quiacutemico de siacutembolo Bi com nuacutemero atocircmico (Z) igual a 83
e massa atocircmica igual a 2089 gmol Na temperatura ambiente o bismuto encontra-se no estado
soacutelido possuindo temperatura de fusatildeo de aproximadamente 271degC Eacute um elemento pesado
10
fraacutegil trivalente cristalino de coloraccedilatildeo rosaacutecea que se assemelha quimicamente ao arsecircnio e
ao antimocircnio
Eacute o mais diamagneacutetico de todos os metais e com a condutividade teacutermica mais baixa
entre todos os elementos exceto do mercuacuterio De todos os metais eacute o que menos conduz
corrente eleacutetrica O bismuto possui ceacutelula unitaacuteria romboeacutedrica e grupo espacial R-3m
A Figura 1 ilustra a ceacutelula unitaacuteria do Bi projetada nos eixos a b c e em uma perspectiva que
possibilita uma visualizaccedilatildeo tridimensional do elemento [11]
Figura 1 Projeccedilatildeo dos eixos a b c e em perspectiva respectivamente do Bi (ICSD 64703)
O niacutequel eacute um elemento quiacutemico de siacutembolo Ni nuacutemero atocircmico 28 e de massa
atocircmica 587 gmol Na temperatura ambiente encontra-se no estado soacutelido possuindo
temperatura de fusatildeo de aproximadamente 1455degC Eacute um metal de transiccedilatildeo de coloraccedilatildeo
branco-prateada condutor de eletricidade e calor duacutectil e maleaacutevel sendo bastante resistente
a corrosatildeo A amostra utilizada neste trabalho possui ceacutelula unitaacuteria cuacutebica e grupo espacial
Fm-3m A Figura 2 ilustra a ceacutelula unitaacuteria do Ni projetada no eixo a e em uma perspectiva que
possibilita uma visualizaccedilatildeo tridimensional do elemento [11]
Figura 2 Projeccedilatildeo do eixo a e em perspectiva respectivamente do Ni (ICSD 41508)
11
Este trabalho teve como objetivos sintetizar por moagem mecacircnica o composto de
Bi3Ni nanoestruturado realizar o estudo de suas propriedades estruturais antes e apoacutes os
tratamentos teacutermicos As principais teacutecnicas experimentais usadas nesta dissertaccedilatildeo foram a
difraccedilatildeo de raios X (DRX) para acompanhamento da evoluccedilatildeo estrutural da amostra em funccedilatildeo
do tempo de moagem o refinamento dos paracircmetros estruturais pelo meacutetodo de Rietveld
medidas DSC e de DRX in situ para estudar a estabilidade teacutermica bem como o comportamento
estrutural da amostra em funccedilatildeo da temperatura e um tratamento teacutermico para cristalizar a fase
amorfa presente
12
2 FUNDAMENTACcedilAtildeO TEOacuteRICA
21 O composto Bi3Ni
O composto intermetaacutelico Bi3Ni possui estrutura ortorrocircmbica e grupo espacial Pnma
possuindo um arranjo octaeacutedrico onde os aacutetomos de bismuto formam a matriz e os aacutetomos de
niacutequel formam uma cadeia linear [12]
Na Figura 3 projeta-se a ceacutelula unitaacuteria do Bi3Ni nos eixos a b c respectivamente
Figura 3 Projeccedilatildeo dos eixos a b e c do composto Bi3Ni em verde estaacute representado os aacutetomos de
niacutequel cartatildeo ICSD nordm 391336
Na Figura 4 representa-se o arranjo octaeacutedrico da cadeia de Bi3Ni onde eacute possiacutevel
identificar a cadeia linear formada pelo niacutequel
Figura 4 Representaccedilatildeo em perspectiva do arranjo octaeacutedrico da cadeia de Bi3Ni (ICSD 391336)
13
Relata-se na literatura que os principais meacutetodos para a obtenccedilatildeo do composto Bi3Ni
satildeo eletrodeposiccedilatildeo por meio quiacutemico ou solidificaccedilatildeo raacutepida Trabalhos cientiacuteficos
descreveram que a produccedilatildeo da amostra de Bi3Ni ocorreu por fusatildeo dos compostos Bi e Ni num
forno de resistecircncia a 1100 degC durante 3 dias [13]
O composto intermetaacutelico Bi3Ni apresenta supercondutividade a temperatura criacutetica de
41 K e embora essa caracteriacutestica seja conhecida desde 1951 escassos trabalhos tinham sido
publicados ateacute o iniacutecio do seacuteculo XXI As pesquisas no campo da supercondutividade tecircm
produzido a cada dia compostos com maiores temperaturas criticas (Tc) tal fato tem ajudado
os pesquisadores a desvendar os misteacuterios envolvendo a supercondutividade a Tc maiores que
40K [1415]
Novos trabalhos envolvendo as propriedades supercondutoras do Bi3Ni voltaram a ser
objeto de estudo especialmente apoacutes a constataccedilatildeo que alguns materiais quando submetidos a
pressatildeo tem sua temperatura criacutetica aumentada ligas contendo Fe na base de oxypnictides
(classe de material que inclui o oxigecircnio ao 15deg grupo da tabela perioacutedica grupo do nitrogecircnio)
apresentaram Tc de 43 K tal elevaccedilatildeo foi tambeacutem constatada com a substituiccedilatildeo de alguns
elementos na composiccedilatildeo das ligas obtendo-se Tc de 55K (SmFeAsO1-xFx) [16]
Recentemente um composto que contem CeNi08Bi2 passou a ser estudado como
componente na formaccedilatildeo de compostos do grupo de oxypnictides Estudos com espectroscopia
de tunelamento revelaram que o Bi3Ni eacute um supercondutor fortemente ligado [17]
A supercondutividade e o ferromagnetismo dois estados fundamentais da mateacuteria
condensada observam-se como sendo altamente competitivos em quase todos os materiais
Interaccedilotildees predominantemente ferromagneacuteticas destroem a supercondutividade por criarem
uma transiccedilatildeo de fase reentrante como observado nos compostos ErRh4B4 HoMo6S8 Soacute
muitos poucos compostos que foram identificados ateacute agora mostram uma coexistecircncia destes
estados fundamentais concorrentes Dentro desse escasso grupo encontra-se o Bi3Ni
nanoestruturado no qual comprovou-se a coexistecircncia de supercondutividade e
ferromagnetismo [1819]
As propriedades termodinacircmicas do composto Bi-Ni continuam sendo alvo de estudos
Recentemente diversos trabalhos sobre esse tema foram publicados [2021] Esses trabalhos
descrevem a construccedilatildeo de diagramas de fases do Bismuto com os elementos metaacutelicos Fe Cr
e Ni de onde constata-se que a mostra com Fe e Cr tecircm leve solubilidade no Bi Para
14
temperaturas menores que 920 degC a solubilidade de Fe e Cr em Bi(Liacutequido) eacute menor que 10-3 em
at Por sua vez o niacutequel dissolve-se prontamente em Bi(L) O niacutequel eacute o uacutenico componente de
accedilo inoxidaacutevel que faz compostos intermetaacutelicos com Bi [12]
Pesquisas apontam para outras propriedades e aplicaccedilotildees de ligas ternaacuterias contendo os
elementos Bi e Ni A liga BiInNi contendo diversas proporccedilotildees estequiomeacutetricas foi estudada
sob a oacutetica de um possiacutevel potencial desse material como semicondutor [21]
Outra aplicaccedilatildeo recente utilizando o composto de bismuto e niacutequel vem despertando o
interesse tecnoloacutegico Sabe-se que esforccedilos crescentes tecircm sido realizados na busca por soldas
livres de chumbo adequadas devido agrave influecircncia prejudicial do chumbo ao ambiente e a sauacutede
humana As ligas agrave base de Sn com diferentes aditivos como Ag Bi Cu In Sb e Zn satildeo
potenciais candidatos como soldas livres de chumbo As ligas Sn-Bi com baixo ponto de fusatildeo
satildeo desenvolvidas para soldar os componentes sensiacuteveis agrave elevadas temperaturas [22]
Na Figura 5 apresenta-se o diagrama de fases do sistema Bi-Ni [23] Verifica-se que a
temperatura de fusatildeo do composto Bi3Ni em funccedilatildeo da maior quantidade de bismuto eacute menor
que a do composto BiNi
Figura 5 Diagrama de Fases Bi-Ni [23]
15
22 Estruturas Cristalinas
A estrutura dos materiais soacutelidos eacute resultado da natureza de suas ligaccedilotildees quiacutemicas a
qual define a distribuiccedilatildeo espacial de seus aacutetomos iacuteons ou moleacuteculas Parte dos materiais
comumente aplicados na engenharia exibe um arranjo geomeacutetrico de seus aacutetomos bem definido
constituindo assim uma estrutura cristalina Os materiais cristalinos independentemente do tipo
de ligaccedilatildeo que possuem satildeo aqueles que apresentam estrutura atocircmica tridimensional perioacutedica
de longo alcance
A partir da definiccedilatildeo de estrutura cristalina como sendo um conjunto de posiccedilotildees
atocircmicas iocircnicas ou moleculares repetitivas pode-se descrever o cristal partindo-se de uma
estrutura baacutesica que se repete ao longo de toda estrutura Essa estrutura denominada ceacutelula
unitaacuteria pode ser definida como a menor porccedilatildeo do cristal que ainda conserva as propriedades
originais dele Para definir a ceacutelula unitaacuteria adota-se valores especiacuteficos que satildeo associados agraves
unidades de medidas dos eixos de referecircncia e aos acircngulos entre esses eixos definidos como
paracircmetros de rede
Define-se entatildeo os sistemas cristalinos que incluem todas as possiacuteveis geometrias de
divisatildeo do espaccedilo por superfiacutecies planas continuas Soacute existem 7 tipos de sistemas cristalinos
que preenchem totalmente o espaccedilo Entretanto os sistemas cristalinos satildeo apenas entidades
geomeacutetricas Quando ldquocoloca-serdquo aacutetomos dentro desses sistemas formam-se redes
cristalinas[24]
Em 1848 o francecircs August Bravais demonstrou ser possiacutevel geometricamente a
construccedilatildeo de 14 tipos de ceacutelulas unitaacuterias isto eacute todas as redes cristalinas possiacuteveis podem
ser geradas por 14 tipos de ceacutelulas Essas redes satildeo chamadas redes de Bravais
Na Figura 6 pode-se identificar os 7 tipos de sistemas cristalinos (cuacutebico tetragonal
ortorrocircmbico romboeacutedrico monocliacutenico hexagonal e tricliacutenico) e as configuraccedilotildees possiacuteveis
para esses sistemas formando as 14 redes de Bravais [24]
16
Figura 6 As 14 redes de Bravais [24]
Os cristais podem ser classificados segundo os grupos pontuais de operaccedilotildees de simetria
que une suas faces Os grupos pontuais ou classes cristalinas representam a simetria ou
combinaccedilotildees de simetria que levam a um padratildeo de repeticcedilatildeo distinto Toda e qualquer
moleacutecula pode ser classificada em um dos 32 grupos pontuais possiacuteveis
Os 32 grupos pontuais possiacuteveis satildeo formados pelos 10 elementos baacutesicos de simetria e
mais 22 combinaccedilotildees entre estes Apenas 22 combinaccedilotildees satildeo possiacuteveis pois muitas levam a
repeticcedilotildees de simetria e outras satildeo incompatiacuteveis com a simetria cristalina ou seja os elementos
de simetria natildeo podem ser combinados arbitrariamente [24]
17
Uma vez que as operaccedilotildees de simetria de cada um dos 32 grupos pontuais
cristalograacuteficos satildeo aplicadas as 14 redes de Bravais tem-se 230 grupos espaciais que
descrevem de maneira uniacutevoca todo o arranjo de objetos idecircnticos dispostos num reticulo
perioacutedico infinito
23 Siacutentese Mecacircnica
Do ponto de vista termodinacircmico um cristal perfeito (um soacutelido livre de defeitos
estruturais fora do equiliacutebrio) eacute o soacutelido que apresenta a menor energia livre de Gibbs e suas
propriedades fiacutesicas satildeo bem determinadas Poreacutem na natureza eacute difiacutecil encontrar cristais livres
de defeitos Esses somente satildeo sintetizados em laboratoacuterios sob condiccedilotildees extremamente
controladas Eacute conhecido que as propriedades fiacutesicas de cristais possuindo defeitos apresentam
desvios em relaccedilatildeo agraves medidas para os cristais perfeitos Esses desvios satildeo tatildeo maiores quanto
maior for a concentraccedilatildeo de defeitos Uma variaccedilatildeo tambeacutem eacute verificada na energia livre de
Gibbs pois sabe-se que centros de defeitos armazenam energia em soacutelidos [2]
A siacutentese mecacircnica (SM) eacute uma teacutecnica de moagem de um mono poacute ou de uma mistura
de dois ou mais poacutes de um composto Eacute comum encontrar na literatura outro termo utilizado
para designar o tratamento de partiacuteculas em poacute no moinho de alta energia Normalmente
associa-se o termo siacutentese mecacircnica ou Mechanical Alloying (MA) ao processo no qual a
mistura de poacutes eacute moiacuteda em conjunto onde a transferecircncia de material que estaacute envolvida tem o
objetivo de se obter uma liga homogecircnea Por outro lado a moagem de poacutes tais como metais
puros onde a transferecircncia de material natildeo eacute necessaacuteria para a homogeneizaccedilatildeo denomina-se
simplesmente moagem mecacircnica ou Mechanical Milling (MM) [9]
De maneira praacutetica pode-se descrever o processo de siacutentese mecacircnica como a
colocaccedilatildeo da amostra no recipiente especiacutefico (normalmente chamado de jarro de moagem)
juntamente com esferas (preferencialmente do mesmo material que o recipiente) a realizaccedilatildeo
da selagem do recipiente para alguns materiais com o intuito de evitar a oxidaccedilatildeo ou ateacute
mesmo contaminaccedilatildeo realiza-se esse procedimento em um ambiente fechado (glove box) com
um gaacutes inerte e finalizando o processo tem-se a fixaccedilatildeo do recipiente no moinho e o iniacutecio do
processo de moagem [9]
18
Pode-se dividir fisicamente o processo de siacutentese mecacircnica de materiais em 4 estaacutegios
bem distintos [25]
I - Estaacutegio inicial as partiacuteculas satildeo deformadas plasticamente assumindo uma forma achatada
A ductilidade do material e energia fornecida no processo de moagem refletem diretamente na
intensidade dessa alteraccedilatildeo O acreacutescimo da aacuterea de superfiacutecie aumenta progressivamente a
probabilidade de soldagem a frio dessas partiacuteculas gerando um aumento do tamanho meacutedio da
partiacutecula
II ndash Segundo Estaacutegio as partiacuteculas satildeo soldadas a frio e requebradas favorecendo a formaccedilatildeo
de um poacute muito fino Eacute neste estaacutegio que ocorre tambeacutem a formaccedilatildeo de partiacuteculas compostas
denominadas de agregados Com o acuacutemulo de deformaccedilatildeo plaacutestica haacute um aumento do
encruamento e da resistecircncia mecacircnica das partiacuteculas Essa situaccedilatildeo aumenta a probabilidade
de fratura das partiacuteculas ou agregados
III ndash Terceiro Estaacutegio nesta fase um certo ldquoequiliacutebriordquo entre os processos de fratura e de
soldagem a frio eacute alcanccedilado Observa-se tambeacutem que as partiacuteculas alcanccedilam um tamanho fixo
Entretanto a energia livre de Gibbs continua a aumentar ateacute alcanccedilar uma saturaccedilatildeo
IV ndash Quarto Estagio eacute caracterizado pelo refinamento da microestrutura desses agregados
Na Figura 7 estatildeo ilustrados os quatro estaacutegios do processo de Siacutentese Mecacircnica
Figura 7 Representaccedilatildeo das fases presentes no processo de SM [25]
19
Eacute bem conhecido que a natureza procura estados fiacutesicos com a menor variaccedilatildeo da
energia livre de Gibbs Assim as substacircncias sob moagem mecacircnica podem ser transformadas
em novas substacircncias ou mudarem de fases cristalograacuteficas visando alcanccedilar esses estados de
menor energia Sabe-se que tais mudanccedilas envolvem determinados mecanismos fiacutesicos como
por exemplo difusatildeo atocircmica atraveacutes de contornos de gratildeos Os mecanismos fiacutesicos envolvidos
no processo SM ainda natildeo satildeo completamente entendidos [9]
Do ponto de vista estrutural cada poacute constituindo a mistura pode ser visto como sendo
formado por duas componentes uma cristalina que eacute sua estrutura cristalograacutefica original e
outra formada pelos centros de defeitos que eacute chamada de componente interfacial Em geral
nos materiais nanoestruturados a componente interfacial ou contornos de gratildeo podem
corresponder a ateacute 50 do volume do material [10]
A Figura 8 ilustra esquematicamente os cristalitos formado por ciacuterculos pretos e o
contorno de gratildeo por ciacuterculos brancos
Figura 8 Modelo de um material nanomeacutetrico Os ciacuterculos pretos e brancos representam
respectivamente a componente cristalina e a interfacial [10]
Embora a sistemaacutetica de preparaccedilatildeo e execuccedilatildeo da SM pareccedila ser simples o processo
possui diversas variaacuteveis que satildeo determinantes na qualidade e nas caracteriacutesticas do produto
final
A dimensatildeo das esferas utilizadas no processo interfere na eficiecircncia de moagem
Esferas grandes otimizam o processo desde que associadas a uma velocidade que permita a
20
transferecircncia da energia de impacto as partiacuteculas do poacute Aleacutem da dimensatildeo a massa das esferas
tambeacutem influencia no resultado final
A BPR (ball-to-powder weight ratio) ou razatildeo entre a massa das esferas e a massa do
poacute possui um efeito significante no tempo necessaacuterio para alcanccedilar uma fase particular na
amostra que estaacute sendo moiacuteda A BPR eacute inversamente proporcional ao tempo exigido na
moagem os valores de BPR podem variar de 11 ateacute valores de 220 1 Contudo BPR muito
grande pode gerar reaccedilotildees indesejaacuteveis como aumento na geraccedilatildeo de calor o que afetaria a
constituiccedilatildeo do poacute [2627]
A velocidade de rotaccedilatildeo do moinho estaacute diretamente associada agrave energia aplicada
atraveacutes de colisotildees das esferas com a amostra assim como na temperatura de processo da SM
Cada moinho possui uma velocidade criacutetica que define a otimizaccedilatildeo do desempenho do
processo Dessa forma deve-se analisar o quanto pode ser vantajoso ou prejudicial uma
temperatura elevada durante o processo da SM
Em alguns casos onde a difusatildeo eacute exigida para promover a homogeneizaccedilatildeo eou fusatildeo
do poacute pode ser vantajosa a elevaccedilatildeo da temperatura Poreacutem em outros casos o aumento da
temperatura pode acelerar o processo de transformaccedilatildeo e resultar na decomposiccedilatildeo de soluccedilotildees
soacutelidas supersaturadas ou outras fases metaestaacuteveis formadas durante a moagem tornando-se
uma desvantagem [26 27]
O paracircmetro mais importante para otimizaccedilatildeo do processo de siacutentese mecacircnica eacute a
determinaccedilatildeo do tempo de execuccedilatildeo Normalmente o tempo de moagem eacute escolhido com o
propoacutesito de conseguir um estado intermediaacuterio entre os estados de fratura e a fusatildeo a frio das
partiacuteculas do poacute A determinaccedilatildeo do tempo seraacute feita com base em vaacuterios paracircmetros como os
anteriormente mencionados Por isso eacute importante considerar que o niacutevel de contaminaccedilatildeo
pode aumentar e algumas fases indesejaacuteveis podem ser formadas quando o poacute eacute moiacutedo por
tempos maiores que o necessaacuterio [27]
A descriccedilatildeo das variaacuteveis adotadas durante o processo de SM eacute fundamental para
garantir a reprodutibilidade bem como para o estudo das influencias que cada paracircmetro pode
exercer sobre as caracteriacutesticas da amostra apoacutes o termino do processo [282930]
Assim apresenta-se na tabela 1 os principais paracircmetros relacionados a
reprodutibilidade do processo de siacutentese mecacircnica
21
Tabela 1 Principais variaacuteveis envolvidas no processo de siacutentese mecacircnica
24 Difraccedilatildeo de Raios X
A difraccedilatildeo de Raios X (DRX) eacute uma teacutecnica poderosa utilizada principalmente quando
se deseja realizar a caracterizaccedilatildeo estrutural de materiais Entretanto sua aplicaccedilatildeo eacute bem mais
ampla e versaacutetil sendo utilizada tambeacutem em aacutereas como a fiacutesica quiacutemica geologia
biotecnologia
Os raios X possuem energia suficiente para penetrarem nos soacutelidos e dessa forma se
mostram apropriados para investigarem estruturas internas Pode-se gerar raios X em
laboratoacuterio tanto pela desaceleraccedilatildeo dos eleacutetrons num alvo metaacutelico quanto pela excitaccedilatildeo dos
eleacutetrons dos aacutetomos alvo O primeiro processo fornece um espectro continuo e largo o segundo
fornece linhas acentuadas no espectro O meacutetodo normalmente utilizado nos equipamentos de
laboratoacuterio consiste em gerar os raios X fazendo com que um eleacutetron de alta energia gerado no
caacutetodo do tubo catoacutedico colida com um alvo metaacutelico acircnodo [31]
O feixe de raios X possui comprimento de onda (λ) caracteriacutestico que varia de acordo
com o material do acircnodo Para aplicaccedilotildees em cristalografia os comprimentos de onda mais
utilizados variam de 05 a 25 Ǻ Tal fato se justifica em virtude da proximidade desses valores
as menores distancias interatocircmicas observadas em materiais orgacircnicos e inorgacircnicos
PARAcircMETROS ENVOLVIDOS NO PROCESSO
1 Tipo de moinho usado
2 Tipo e material dos recipientes de moagem
3 Velocidade de moagem
4 Tempo de moagem
5 A BPR
6 Atmosfera de moagem
7 Agentes de controle de processo
8 Temperatura de moagem
22
O processo fiacutesico de espalhamento de difraccedilatildeo de raios X eacute o espalhamento elaacutestico dos
foacutetons pelos aacutetomos do material analisado que estatildeo dispostos na rede cristalina O
espalhamento ocorre quando o feixe de raios X atinge as nuvens eletrocircnicas que formam os
planos de um soacutelido cristalino em um determinado acircngulo onde uma porccedilatildeo da radiaccedilatildeo eacute
espalhada pela camada de aacutetomos superficiais e a outra parte do feixe natildeo espalhada penetra
na segunda camada de aacutetomos onde outra fraccedilatildeo eacute espalhada e o restante passa para terceira
camada e assim sucessivamente [3132] Pode-se observar uma representaccedilatildeo desse fenocircmeno
na Figura 9
Figura 9 Representaccedilatildeo geomeacutetrica da Lei de Bragg [28]
A teoria baacutesica que define o estudo de materiais cristalinos por difraccedilatildeo de raios X
baseia-se no princiacutepio de que as distribuiccedilotildees espaciais dos eleacutetrons no material definem
diferentes planos atocircmicos portanto esses planos atocircmicos espalham os raios X ndash vistos como
ondas ndash causando interferecircncia construtiva e destrutiva que se manifestam no padratildeo de raios
X como maacuteximos e miacutenimos respectivamente [33]
A ocorrecircncia de maacuteximos e miacutenimos pode ser explicada utilizando-se a Lei de Bragg
Utilizando o auxiacutelio geomeacutetrico da Figura 9 pode-se verificar que o caminho oacutetico percorrido
pelos raios X incidentes no primeiro plano do material eacute diferente do caminho percorrido pelos
feixes refratados no segundo plano A diferenccedila de caminho (δ) pode ser descrita como
δ = 2dhkl119904119890119899120579 (1)
Essa diferenccedila de percurso gera uma diferenccedila de fase (∆120593) entre as ondas refletidas que pode
ser expressa por
23
∆120593 = 2120587 δλfrasl (2)
onde λ eacute o comprimento de onda do feixe de raios X incidente Para um cristal perfeito e infinito
haveraacute interferecircncia construtiva somente quando δ = nλ onde n eacute um nuacutemero inteiro
Dessa forma a condiccedilatildeo para ocorrecircncia de interferecircncia construtiva pode ser expressa como
2119889ℎ119896119897119904119890119899120579 = 119899 λ (3)
Essa relaccedilatildeo eacute conhecia como a Lei de Bragg
Desse modo se o cristal for rotacionado cada conjunto de planos iraacute difratar a radiaccedilatildeo
quando o valor de 2dsenθ satisfizer a equaccedilatildeo Assim os dados de difraccedilatildeo satildeo coletados para
o cristal como um todo O arranjo de feixes difratados considerados em conjunto eacute
denominado padratildeo de difraccedilatildeo de cristal Se o material analisado estiver na forma de um poacute
de pequenos cristalitos aleatoriamente arranjados cada cristalito iraacute produzir seu proacuteprio padratildeo
de difraccedilatildeo [34]
Um ponto importante a ser considerado eacute que a intensidade determinada
experimentalmente definida como a intensidade total de cada difraccedilatildeo e que corresponde as
aacutereas delimitadas pelas respectivas curvas eacute maior que a prevista pela Lei de Bragg Tal
diferenccedila entre o padratildeo real e o previsto por Bragg reside no fato de o cristal natildeo ser perfeito
e nem infinito aleacutem dos feixes de raios X natildeo serem totalmente monocromaacuteticos e a radiaccedilatildeo
incidente natildeo corresponder a feixes perfeitamente paralelos Por tudo isso ao se observar um
padratildeo de raios X verifica-se que os picos possuem a forma de uma funccedilatildeo Gaussiana e natildeo a
de uma funccedilatildeo delta como previsto pela lei de Bragg Assim para valores ligeiramente
diferentes dos acircngulos de Bragg ocorreraacute tambeacutem difraccedilatildeo [35]
Se o material analisado for um liacutequido ou um soacutelido natildeo cristalino (amorfo) o padratildeo
obtido se caracteriza por uma quase completa ausecircncia de periodicidade uma certa ordem
apenas a pequenas distacircncias (de curto alcance) e uma preferecircncia estatiacutestica para uma distacircncia
interatocircmica particular Como consequecircncia os padrotildees tendem a possuir apenas um ou dois
picos alargados
Na Figura 10 ilustra-se as diferenccedilas tiacutepicas observadas nos padrotildees de difraccedilatildeo para
amostras de um cristal perfeito (A) um cristal real (B) e um liquido ou material amorfo (C)
24
Figura 10 Padratildeo de difraccedilatildeo para Cristal perfeito cristal real e liquido ou amorfo respectivamente
O estudo da direccedilatildeo e da intensidade do feixe difratado eacute importante pois permite obter
conclusotildees sobre o fator de estrutura de materiais cristalinos e de materiais amorfos As
intensidades relativas da difraccedilatildeo de estruturas cristalinas dependem do conteuacutedo da ceacutelula
unitaacuteria quanto ao nuacutemeros de eleacutetrons nos aacutetomos posiccedilotildees atocircmicas e da distribuiccedilatildeo
eletrocircnica nos aacutetomos Tem-se entatildeo o fator de estrutura que estaacute diretamente relacionado com
a intensidade das ondas espalhadas no fenocircmeno de difraccedilatildeo em materiais
241 Difratocircmetro
O difratocircmetro eacute constituiacutedo basicamente por um tubo de raios X um porta amostra
onde se incide a radiaccedilatildeo e um detector moacutevel Nos equipamentos modernos a geometria de
Bragg-Brentano se manteacutem com a diferenccedila de que a amostra permanece na posiccedilatildeo horizontal
podendo se movimentar apenas quando se utiliza um sistema de rotaccedilatildeo horizontal sobre o eixo
da amostra Nessa geometria um feixe de radiaccedilatildeo monocromaacutetica incide na amostra em forma
de poacute rotacionada de um acircngulo θ enquanto os dados satildeo coletados por um detector que se
move de 2θ [3637]
Uma representaccedilatildeo esquemaacutetica do funcionamento de um difratocircmetro pode ser vista
na Figura 11 Neste esquema verifica-se que o feixe de Raios X gerado pela fonte (A) sai do
tubo passando pela janela de beriacutelio em forma de uma linha O mesmo passa pela fenda soller
de placas paralelas passando em seguida pela fenda divergente e pela maacutescara que controlam
25
a aacuterea dos Raios X que incidem sobre a amostra (B) O feixe difratado passa pelas fendas anti-
espalhamento de recebimento e soller incidindo no detector (C) apoacutes passar por um
monocromador [353637]
Figura 11 Representaccedilatildeo esquemaacutetica de um Difratocircmetro [35]
As fendas soller tecircm como funccedilatildeo diminuir a divergecircncia axial de um feixe de raios X
A fenda divergente eacute utilizada para limitar a divergecircncia lateral do feixe de raios X de modo
que a superfiacutecie da amostra receba o maacuteximo possiacutevel da radiaccedilatildeo e ao mesmo tempo a
irradiaccedilatildeo do porta amostra seja evitada A maacutescara tem a funccedilatildeo de limitar a aacuterea linear
iluminada sobre a amostra [3839]
O feixe difratado eacute normalmente expresso atraveacutes de picos que se destacam do
background (ou linha de base) registrados num difratograma de intensidade versus o acircngulo
2θ As intensidades obtidas em acircngulos 2θ representadas atraveacutes dos picos nos difratogramas
correspondem agrave difraccedilatildeo do feixe incidente por um determinado conjunto de planos do cristal
que possuem mesma distacircncia interplanar cada qual com iacutendices de Miller hkl (reflexotildees hkl)
A intensidade a posiccedilatildeo angular (2θ) ou distacircncia interplanar (d) e o perfil satildeo as informaccedilotildees
obtidas de cada pico Cada composto cristalino apresenta um padratildeo difratomeacutetrico
caracteriacutestico permitindo sua identificaccedilatildeo atraveacutes das posiccedilotildees angulares e intensidades
relativas dos picos difratados [3639]
Na tabela 2 apresentam-se alguns fatores instrumentais e seus efeitos sobre as posiccedilotildees
forma e larguras dos picos de difraccedilatildeo [414243]
26
Tabela 2 Relaccedilatildeo entre os fatores instrumentais e os efeitos sobre os picos de DRX
25 Meacutetodo de Rietveld
O fiacutesico holandecircs Hugo M Rietveld desenvolveu em 1969 um meacutetodo para refinar
estruturas cristalinas a partir de modelos teoacutericos e de padrotildees de raios X (DRX) ou de necircutrons
[44 45]
O modelo matemaacutetico utilizado no Meacutetodo de Rietveld (MR) refina os perfis teoacutericos
dos picos de difraccedilatildeo de forma que estes perfis se aproximem dos perfis medidos O refinamento
possibilita determinar as propriedades cristalograacuteficas do material analisado como por
exemplo orientaccedilotildees preferenciais (textura) em alguns casos o tamanho meacutedio e a
microdeformaccedilatildeo de cristalitos e as dimensotildees da cela unitaacuteria [44]
Para executar o refinamento de estruturas o MR faz comparaccedilotildees do perfil real de uma
amostra (o observado ou experimental) com espectros teoacutericos calculados a partir de misturas
hipoteacuteticas de fases (o calculado) Compara-se pontualmente os valores obtidos atraveacutes da
diferenccedila entre as intensidades
Os valores satildeo ajustados utilizando-se o meacutetodo dos miacutenimos quadrados ateacute se
conseguir a melhor concordacircncia possiacutevel do padratildeo experimental com o calculado [46]
A diferenccedila entre as intensidades isto eacute a quantidade minimizada no refinamento eacute dada
pela seguinte expressatildeo
Sy = sum 120596119894(119910119894 minus 119910119888119894)2
119894 (4)
FATOR INSTRUMENTAL EFEITO SOBRE O PICO
Alinhamento e colimaccedilatildeo do feixe Afeta na largura e simetria dos picos
Excentricidade da amostra Influecircncia a largura e posiccedilatildeo dos picos
Planaridade da superfiacutecie da
amostra Produz assimetria dos picos em baixos acircngulos
Absorccedilatildeotransparecircncia da amostra Causa deslocamento dos picos alargamento e assimetria
principalmente em amostras com coeficientes de absorccedilatildeo
Tamanho das partiacuteculas e micro
deformaccedilatildeo da rede Causa variaccedilatildeo na largura e forma dos picos
27
Onde 120596119894 representa a intensidade observada no i-eacutesimo ponto (sendo expresso por 120596119894 =
1 119910119894frasl ) e 119910119894 representa a intensidade observada e 119910119888119894 a intensidade calculada [46]
As medidas precisas de intensidades dadas em intervalos de 2θ o incremento de 2θ
constante um modelo inicial proacuteximo a estrutura real da amostra satildeo alguns requisitos que
devem ser analisados antes de se iniciar o refinamento
Deve-se ficar claro que o MR natildeo se trata de um software os programas satildeo utilizados
para realizar os caacutelculos matemaacuteticos requeridos pelo meacutetodo Existem diversos programas
computacionais que usam o MR dentre eles o pacote de programas GSAS (General Structure
Analysis System) [47] e o EXPGUI [48]
Para se descrever o formato dos picos de DRX de materiais nanoestruturados
recomenda-se utilizar a funccedilatildeo perfil pseudo-Voigt de Thompson-Cox-Hasting modificada
(funccedilatildeo de perfil CW 4 no pacote GSAS [47]) que considera o modelo anisotroacutepico de Stephens
e efeitos de textura [4950]
Nesta funccedilatildeo de perfil a largura a meia altura (FWHM) das partes gaussiana (ΓG) e
Lorentziana (ΓL) eacute expressa da seguinte forma
Γ119866 = [(119880 + (1 minus 120578)2119889ℎ1198961198974 Γ119878
2(ℎ119896119897))1199051198861198992120579 + 119881119905119886119899120579 + 119882 +119875
1198881199001199042120579]
12
(5)
e
Γ119871 = 120578119889ℎ1198961198972 Γ119878(ℎ119896119897) 119905119886119899120579 +
119883+119883119890119888119900119904120601
119888119900119904120579 (6)
Onde dhkl eacute a distacircncia entre os planos da rede e θ eacute o acircngulo de Bragg Na parte gaussiana os
paracircmetros V e W dependem dos instrumentos Os paracircmetros P e o termo X + Xecosφ
descrevem respectivamente as contribuiccedilotildees Gaussianas e Lorentzianas para o tamanho de
cristalito Os paracircmetros P e X correspondem ao tamanho de cristalito isotroacutepico enquanto Xe
expressa efeitos de tamanho de cristalito anisotroacutepicos φ eacute o acircngulo entre o vector de reflexatildeo
e o seu respectivo eixo de ampliaccedilatildeo
O paracircmetro de tensatildeo isotroacutepica U e o paracircmetro de tensatildeo anisotroacutepica ΓS (hkl)
expressam o alargamento de pico causado por deformaccedilotildees na rede cristalina ΓS (hkl) eacute uma
28
funccedilatildeo do alargamento (hkl) e depende da simetria de cristal [4950] O paracircmetro η eacute um
coeficiente de mistura que determina as contribuiccedilotildees do alargamento gaussiano (η = 0) e
Lorentziano (η = 1)
O tamanho de cristalito aparente pode ser determinado pela formula de Scherrer
Considerando o refinamento de todos esses paracircmetros para ajustar as larguras de linha e
assumindo que a contribuiccedilatildeo da distribuiccedilatildeo de tamanho de cristalitos eacute anisotroacutepica isto eacute
fazendo P = 0 na equaccedilatildeo 5 pode-se calcular o tamanho de cristalito (lang119889rang) pela seguinte foacutermula
[52]
lang119889rang =(18000119870120582)
119871119909120587 (7)
Considerando tambeacutem que as microtensotildees satildeo isotroacutepicas e fazendo ΓS (hkl) =0 na
equaccedilatildeo 6 pode-se calcular seu percentual pela foacutermula contida no Manual do GSAS [52]
assim a microdeformaccedilatildeo (ε) pode ser expressa por
120576 =120587
18000radic(81198971198992)(119866119880 minus 119866119880119900)100 (8)
Onde GUo eacute o valor previamente obtido do material padratildeo utilizado na calibraccedilatildeo do
equipamento Os valores obtidos para a amostra padratildeo satildeo considerados como iniciais para
paracircmetros ajustaacuteveis e mantidos fixos para os demais durante o ajuste de difratogramas de
amostras em estudo [53]
Durante o refinamento pelo meacutetodo de Rietveld um conjunto de paracircmetros varaacuteveis eacute
calculado e refinado em relaccedilatildeo aos dados digitalizados do difratograma abaixo apresenta-se
um breve detalhamento desses paracircmetros [414243]
29
1- Fator de escala corresponde agrave correccedilatildeo de proporcionalidade entre o padratildeo
difratomeacutetrico calculado e o observado
2- Linha de base (background) eacute corrigida a partir de dados coletados no proacuteprio
difratograma e da interpolaccedilatildeo entre estes pontos Eacute importante conhecer o
comportamento da linha de base jaacute que esta fornece informaccedilotildees a respeito da presenccedila
de fases amorfas na amostra e pode ser incluiacuteda em uma rotina de quantificaccedilatildeo das
fases envolvidas
3- Perfil de pico conjunto de funccedilotildees analiacuteticas em que se modelam efeitos relacionados
ao perfil Algumas equaccedilotildees analiacuteticas satildeo propostas para corrigir estes efeitos como
as equaccedilotildees Gaussiana Lorentziana e de assimetria
4- Paracircmetros da ceacutelula Podem ser corrigidos pela Lei de Bragg (nλ=2dsenθ) onde o
espaccedilamento d estaacute relacionado aos iacutendices de Miller e portanto aos paracircmetros de
ceacutelula (a b c α β γ) A indexaccedilatildeo dos picos eacute feita levando-se em conta os paracircmetros
da ceacutelula e a intensidade calculada o que mostra certa vantagem em relaccedilatildeo a teacutecnicas
convencionais pois todos os paracircmetros que influenciam na discrepacircncia dos valores
de d satildeo refinados conjuntamente com os das intensidades
5- Fator de estrutura os paracircmetros variaacuteveis deste fator satildeo posiccedilotildees atocircmicas fatores
de temperatura isotroacutepicos ou anisotroacutepicos e o nuacutemero de ocupaccedilatildeo
6- Deslocamento paracircmetros de correccedilatildeo dos deslocamentos devido agrave fuga do ponto focal
da oacuteptica do difratocircmetro
7- Orientaccedilatildeo preferencial correccedilatildeo de problemas gerados na preparaccedilatildeo de amostra
Trabalhos da literatura mostram que a reduccedilatildeo computacional da orientaccedilatildeo preferencial
tem eficiecircncia limitada daiacute a preocupaccedilatildeo em controlar este efeito durante a preparaccedilatildeo
da amostra
30
251 Iacutendices de avaliaccedilatildeo da qualidade do refinamento
A qualidade do refinamento deve ser verificada atraveacutes de indicadores estatiacutesticos
numeacutericos que satildeo utilizados durante o processo iterativo (caacutelculos) e apoacutes o teacutermino deste
para aferir se o refinamento estaacute se procedendo de modo satisfatoacuterio [46]
Os refinamentos realizados no software GSAS [47] devem ser acompanhados no que
diz respeito a convergecircncia ao miacutenimo global por iacutendices de confiabilidade para julgar a
qualidade dos mesmos dentre eles o Rwp (R ponderado) e o 1205362 chamado de ldquogoodnees of fit
os quais estatildeo relacionados com o perfil do difratograma [46]
O Rwp eacute expresso por
119877119908119901 = ( radicsum 120596119894(119910119894minus 119910119888119894)2
119894
sum 120596119894(119910119894)2119894
) 119909 100 (9)
O denominador do Rwp eacute a funccedilatildeo de minimizaccedilatildeo (equaccedilatildeo 4) Esse eacute o iacutendice que deve
ser analisado para verificar se o refinamento estaacute convergindo Se o valor de Rwp estaacute
diminuindo entatildeo o refinamento estaacute sendo bem-sucedido Bons refinamentos fornecem
valores de Rwp da ordem de 2 a 10 tipicamente se encontram entre 10 e 20 [46]
O Rexp eacute o valor estatisticamente esperado sendo expresso conforme [54]
119877119890119909119901 = [(119873minus119875)
sum 119908119894(119910119894(119900119887119904))sup2]
12frasl
(10)
Por sua vez o 1205362 eacute definido como
1205942 = 119877119908119901
119877119890119909119901 (11)
Trata-se de um iacutendice frequentemente utilizado estando relacionado agrave qualidade do
ajuste entre o difratograma calculado e o observado Espera-se que seu valor seja equivalente a
10 em um refinamento perfeito sendo que na praacutetica valores em torno de 50 caracterizam
refinamentos otimizados [43] O Rexp utilizado para se determinar o valor de 1205362 eacute o valor
estatisticamente esperado para o Rwp
31
252 GSAS-EXPGUI
O diagrama de blocos da Figura 12 descreve os procedimentos a serem seguidos para se
iniciar um refinamento no software EXPGUI [48]
Figura 12 Diagrama de blocos com ordem dos procedimentos para iniacutecio do refinamento no EXPGUI
Iniciar o programa
Adicionar as fases
Inserir o Difratograma Experimental
Inserir o arquivo PRM
Escolha da funccedilatildeo de background
powpref
genles
Abertura do programa com criaccedilatildeo de um novo arquivo referente ao
refinamento que seraacute iniciado
A adiccedilatildeo das fases presentes na amostra normalmente utiliza-se arquivos
com as informaccedilotildees cristalograacuteficas com a extensatildeo cif
Insere-se o arquivo contendo o difratograma experimental (com a extensatildeo
gsas)
Inserir o PRM O arquivo PRM conteacutem informaccedilotildees instrumentais do
difratocircmetro utilizado como por exemplo o nome do difratocircmetro o
comprimento de onda da radiaccedilatildeo utilizada a polarizaccedilatildeo e os paracircmetros de
perfil relacionados ao alargamento instrumental
O passo seguinte eacute a escolha da funccedilatildeo de background e o nuacutemero de termos
que se iraacute utilizar O programa dispotildee de 8 tipos de funccedilotildees background Na
sequecircncia deve-se escolher a funccedilatildeo de perfil que iraacute modelar os picos de
difraccedilatildeo O GSAS possui cinco funccedilotildees Nesse trabalho utilizou-se a funccedilatildeo
nuacutemero 4
Preparar e carregar os dados
Prepara para rodar os ciclos de refinamento
32
Concluiacutedo os processos descritos na Figura 12 inicia-se o refinamento dos paracircmetros
vale ressaltar que a utilizaccedilatildeo da funccedilatildeo perfil pseudo-Voigt de Thompson-Cox-Hasting
modificada embora seja mais interessante para refinamentos de estruturas ela pode apresentar
alguma complicaccedilatildeo devido agrave grande quantidade de paracircmetros altamente correlacionados (GU
GV GW GP LX) que tornam a convergecircncia um desafio agrave paciecircncia
Entretanto a sua aplicaccedilatildeo pode ser significativamente simplificada se um refinamento
preacutevio de uma amostra padratildeo for realizado e os paracircmetros instrumentais obtidos forem
usados como paracircmetros iniciais para o refinamento do material desejado [46]
Na Figura 13 apresenta-se um print da interface do EXPGUI Durante os procedimentos
de refinamento
Figura 13 Interface do EXPGUI para refinamento dos paracircmetros
Para refinamento dos paracircmetros o conhecimento da correlaccedilatildeo de cada fator torna mais
faacutecil o sucesso e a qualidade final do refinamento Escolhendo-se a funccedilatildeo de perfil 4 tem-se as
seguintes correlaccedilotildees mostradas na tabela 3
33
Tabela 3 Correlaccedilotildees e definiccedilotildees para as variaacuteveis envolvidas no refinamento pelo MR no EXPGUI
PARAcircMETRO CORRELACcedilAtildeO NO MODELO REFINADO
GV e GW Definem a largura da gaussiana relacionada ao alargamento instrumental
GU Define a largura da gaussiana relacionada agrave micro deformaccedilatildeo da rede
GP Define a largura da gaussiana relacionada ao tamanho de cristalito
LX Define a largura da lorentziana relacionada ao tamanho de cristalito
PTEC Avalia a anisotropia do tamanho de cristalito relacionada ao alargamento de
Lorentz
SHKL Define a micro deformaccedilatildeo da rede relacionada ao alargamento de Lorentz Seu
nuacutemero de termos depende da simetria de Laue
TRNS Descreve a profundidade de penetraccedilatildeo dos raios X em uma amostra
SHFT Determina o deslocamento em 2θ devido agrave posiccedilatildeo da amostra no porta amostra
SFEC Avalia a anisotropia quando haacute falhas de empilhamento da rede
ETA Eacute o termo de mistura entre as contribuiccedilotildees de Gauss e de Lorentz
SL e HL Satildeo termos de assimetria relacionados agrave divergecircncia axial
25 Calorimetria Diferencial de Varredura
A calorimetria diferencial de varredura (Differential Scanning Calorimetry- DSC) eacute um
meacutetodo de medida bem estabelecido e usado numa ampla escala em diferentes aacutereas de
pesquisa Com as medidas de DSC eacute possiacutevel investigar a evoluccedilatildeo teacutermica dos materiais e
tambeacutem avaliar grandezas como pureza capacidade teacutermica calor de transiccedilatildeo transiccedilotildees
viacutetreas relaxaccedilatildeo teacutermica [2]
O sistema DSC consiste na detecccedilatildeo de um sinal eleacutetrico gerado pela diferenccedila de
temperatura entre o material de referecircncia cujo comportamento com a temperatura eacute conhecido
e o material que estaacute sendo investigado (amostra) O DSC eacute um meacutetodo calorimeacutetrico no qual
satildeo medidas diferenccedilas de energia A Figura 14 ilustra a configuraccedilatildeo de um DSC
34
Figura 14 Ilustraccedilatildeo da configuraccedilatildeo de um DSC
As curvas construiacutedas com os dados DSC permitem identificar substacircncias construir
diagramas de fase aleacutem de determinar a fraccedilatildeo de cristalinidade dos materiais A amostra natildeo
inerte pode sofrer periodicamente fenocircmenos de absorccedilatildeo ou geraccedilatildeo de calor em funccedilatildeo do
tempo temperatura e posiccedilatildeo do meio Entre os processos de absorccedilatildeo de calor (endoteacutermicos)
pode-se destacar a fusatildeo a sublimaccedilatildeo a adsorccedilatildeo e entre os processos de geraccedilatildeo de calor
(exoteacutermicos) destacam-se a cristalizaccedilatildeo e a desorccedilatildeo
De acordo com o fenocircmeno ocorrido com a amostra no interior do equipamento a curva
gerada poderaacute apresentar picos endoteacutermicos ou exoteacutermicos a associaccedilatildeo dos dados com um
diagrama de fases um DRX ou outra teacutecnica poderaacute ser necessaacuterio para se extrair informaccedilotildees
consistentes A Figura 15 ilustra as possiacuteveis configuraccedilotildees encontradas em uma curva tiacutepica
de DSC
Figura 15 Representaccedilatildeo graacutefica dos padrotildees geneacutericos de picos apresentados no DSC
35
Dentre os possiacuteveis fenocircmenos apresentados por uma amostra em um DSC pode-se
obter picos exoteacutermicos ou endoteacutermicos Pode-se calcular a energia de ativaccedilatildeo (Ea) necessaacuteria
para promover a cristalizaccedilatildeo ou a nucleaccedilatildeo de uma fase Para tanto eacute necessaacuterio conhecer
valores de temperaturas de pico de cristalizaccedilatildeo (Tc) medidas para diferentes taxas de
aquecimento constantes (τ) e aplicar esses valores na equaccedilatildeo de Kissinger mostrada abaixo
[2]
119897119899 (τ
1198791198882) = minus
119864119886
119877119879119888+ 119888 (12)
onde R = 831 Jmol K eacute a constante molar dos gases e c eacute uma constante arbitraria
36
3 PROCEDIMENTOS EXPERIMENTAIS
31 Produccedilatildeo da Amostra
Para produccedilatildeo da amostra de Bi3Ni utilizou-se a formula AxBy onde x + y =100 e as
relaccedilotildees abaixo descritas as quais permitem encontrar os valores em fraccedilatildeo da massa de cada
componente
119872119879119900119905119886119897 = (119909
119909+119910) 119872119860 + (
119910
119909+119910) 119872119861
119876119860 = (119909
119909+119910)
119872119860
119872119879119874119879119860119871 e (13)
119876119861 = (119910
119909 + 119910)
119872119861
119872119879119874119879119860119871
onde MTotal = massa total a ser pesada MA = massa do elemento A (constante na Tabela
Perioacutedica) MB = massa do elemento B (constante na Tabela Perioacutedica) QA = fraccedilatildeo da massa
do elemento A a ser pesada e QB = fraccedilatildeo da massa do elemento B a ser pesada
Considerando-se as relaccedilotildees acima a amostra composta pelos elementos quiacutemicos
Niacutequel (Ni) e Bismuto (Bi) foi produzida com a massa total de 3 gramas sendo 026 gramas
de Ni (Alfa Aesar com 9995 de pureza e com tamanho de partiacutecula de minus100 mesh) e 274
gramas de Bi (Alfa Aesar com 9995 de pureza e com tamanho de partiacutecula de minus100 mesh)
Para pesagem foi utilizada a balanccedila eletrocircnica de alta precisatildeo (001mg) SHIMADZU modelo
(AUW220D)
32 Siacutentese Mecacircnica
Apoacutes a preparaccedilatildeo da amostra iniciou-se a fase da moagem mecacircnica Para tal utilizou-
se o moinho High Energy Ball Mill Emax da Retsch pertencente ao Laboratoacuterio de Siacutentese e
Caracterizaccedilatildeo de Nanomateriais (LSCN) do IFAM O moinho Emax combina vantagens de
diversos tipos de moinho tais como impacto de alta frequecircncia (moinho oscilante) atrito
37
intenso (moinho oscilante de discos) e movimentos rotativos controlados do vaso de moagem
(moinho de bolas planetaacuterio) o que proporciona um oacutetimo desempenho [55]
Na Figura 16 satildeo mostradas as imagens do moinho na imagem agrave esquerda observa-se a posiccedilatildeo
de fixaccedilatildeo dos dois jarros de moagem
Figura 16 Moinho High Energy Ball Mill Emax
Os suportes de cada vaso satildeo afixados sobre dois discos que giram no mesmo sentido
movendo assim os vasos por uma trajetoacuteria circular sem que estes modifiquem sua orientaccedilatildeo
A accedilatildeo combinada da geometria dos vasos e da mecacircnica do movimento gera um forte atrito
entre as bolas a amostra e as paredes do vaso bem como uma elevada aceleraccedilatildeo que lanccedila as
bolas com forte impacto contra a amostra junto agraves paredes do vaso Disso resulta uma melhor
mistura das partiacuteculas e uma menor granulometria final [55]
O moinho possui um sistema de resfriamento por aacutegua permitindo que a elevada
aplicaccedilatildeo de energia possa ser aproveitada com eficiecircncia no processo de moagem sem que a
amostra se superaqueccedila
A amostra foi colocada no jarro de moagem juntamente com 3 esferas de accedilo inoxidaacutevel
com massa total de 2092 g resultando numa BPR aproximada de 71 O jarro de moagem foi
levado a glove box onde foi realizado o vaacutecuo do ambiente com a posterior injeccedilatildeo de gaacutes
Argocircnio e a selagem do vaso de moagem Esse procedimento teve como objetivo evitar uma
possiacutevel oxidaccedilatildeo da amostra durante a moagem mecacircnica
38
Na Figura 17 eacute possiacutevel visualizar o jarro de moagem em dois momentos sendo o
primeiro entes do fechamento com as esferas e a amostra e posteriormente durante o processo
de fechamento dentro da glove box
Figura 17 Preparaccedilatildeo e selagem do vaso de moagem
O primeiro processo de moagem da mistura foi realizado durante uma hora Apoacutes esse
tempo o jarro foi aberto e feito uma Difraccedilatildeo de Raios X (DRX) da amostra Seguiu-se entatildeo
para selagem do vaso de moagem e preparaccedilatildeo para novo ciclo de moagem O intervalo de
moagem passou a ser de 3 horas sendo realizado em trecircs etapas de 1 hora entre cada etapa
houve um intervalo de 5 minutos para resfriamento da amostra realizadas sem abertura do jarro
de moagem
No procedimento foi utilizada a rotaccedilatildeo de 1000 rpm a temperatura do vaso variou de
27 degC agrave 39 degC no final da moagem Apoacutes as 3 horas de moagem o vaso foi aberto e realizou-se
um DRX da amostra Esse processo se repetiu por seis vezes tendo gerado intervalos de tempo
de1h 4hs 7hs 10hs 13hs 16hs e 19hs de moagem
O fim da moagem foi estabelecido com base na anaacutelise dos difratogramas da amostra e
da constataccedilatildeo de equiliacutebrio na evoluccedilatildeo ou formaccedilatildeo de novas fases
39
33 Difraccedilatildeo de Raios X
As medidas de DRX foram realizadas no Laboratoacuterio de Materiais (LabMat) da UFAM
utilizando um Difratocircmetro de Raio-X modelo Empyrean da PANalytical com radiaccedilatildeo CuKα1
de 1 5406 Aring e se dividiram em duas etapas
A primeira etapa foi realizada com os intervalos de 1h 4hs 7hs 10hs 13hs 16hs e 19
horas e teve como finalidade acompanhar a evoluccedilatildeo estrutural da amostra e confirmar a
formaccedilatildeo da fase uacutenica de Bi3Ni
A Figura 18 apresenta o porta amostra em duas etapas distintas a primeira com a
amostra sendo preparada adequadamente e na segunda pronta para a realizaccedilatildeo do DRX
Figura 18 Preparaccedilatildeo da amostra para realizaccedilatildeo de DRX
Os difratogramas experimentais gerados foram submetidos agrave identificaccedilatildeo das fases
cristalinas atraveacutes de comparaccedilotildees com padrotildees difratomeacutetricos disponibilizados no banco de
dados do Inorganic Crystal Structure Database ndash ICSD
Na Figura 19 apresenta-se o goniocircmetro difratocircmetro de raio-X modelo Empyrean da
PANalytical
40
Figura 19 Difratocircmetro de Raio-X modelo Empyrean da PANalytical
Os padrotildees usados de DRX foram os seguintes
Faixa de acircngulo 10 ndash 100deg
Velocidade de escaneamento 1deg min
Tempo aproximado de realizaccedilatildeo do difratograma 45 min
Tubo de raio-X de cobre (Cu)
Voltagem 40 kV
Corrente 30 mA
Divergecircncia de fenda 10 (deg)
Dispersatildeo de fenda 10 (deg)
A segunda etapa das medidas de DRX foi realizada com uso do forno e medidas in situ
tendo sido realizadas com a amostra moiacuteda por 19 horas nas temperaturas de 250 2500 3000 e
350 0C essas medidas tiveram a finalidade de acompanhar o comportamento estrutural em
funccedilatildeo da temperatura e estudar a estabilidade teacutermica da amostra Detalhes do forno estatildeo
ilustrados nas Figuras 20
41
Figura 20 Preparaccedilatildeo da amostra e porta amostra no forno do DRX
A primeira mediccedilatildeo foi realizada a temperatura de 25 oC seguindo-se de um
aquecimento a taxa de 10 oCmin ateacute atingir a temperatura de 250 oC apoacutes atingir a temperatura
procedeu-se uma execuccedilatildeo de uma isoteacutermica por 10 minutos antes da mediccedilatildeo in situ de DRX
O procedimento foi repetido para as temperaturas de 300 oC e 350 oC conforme pode-se
observar na rampa de aquecimento da Figura 21
Figura 21 Rampa de aquecimento para medidas in situ de DRX
34 Refinamento pelo Meacutetodo de Rietveld
Para realizaccedilatildeo dos refinamentos pelo MR desta dissertaccedilatildeo utilizou-se o programa
GSAS (General Structure Analysis System) e o EXPGUI [4748]
42
Para se descrever o formato dos picos de DRX utilizou-se a funccedilatildeo perfil pseudo-Voigt
de Thompson-Cox-Hasting modificada funccedilatildeo de perfil CW 4 no pacote GSAS que considera
o modelo anisotroacutepico de Stephens e efeitos de textura [4950]
Para o coeficiente de mistura (η) que determina as contribuiccedilotildees do alargamento
gaussiano (η = 0) e Lorentziano (η = 1) nas equaccedilotildees 5 e 6 foi utilizado neste trabalho o valor
de η = 075
Os coeficientes de alargamento instrumental V e W constantes na equaccedilatildeo 5 foram
previamente obtidos a partir do DRX de uma amostra padratildeo bem cristalizada e mantidos fixos
no refinamento dos dados experimentais
Para o caacutelculo do tamanho meacutedio de cristalito com o uso da equaccedilatildeo 7 utilizou-se o
valor de K = 091 e 120582=0154056 nm
O GSAS dispotildee de 8 tipos de funccedilotildees de background neste trabalho utilizou-se a funccedilatildeo
polinomial de Chebyshev o nuacutemero de termos variou tendo sido utilizados 20 termos na funccedilatildeo
polinomial para refinamentos com a presenccedila da fase amorfa e 6 termos apoacutes a cristalizaccedilatildeo da
fase amorfa
Para iniacutecio do refinamento no programa EXPGUI foi utilizado o diagrama de blocos da
Figura 12 e para o refinamento dos paracircmetros as correlaccedilotildees da tabela 3
35 Tratamento Teacutermico
Foi realizado um tratamento teacutermico na amostra moiacuteda por 19 horas com a finalidade
de promover o relaxamento dos defeitos e tensotildees causados durante a moagem mecacircnica e a
cristalizaccedilatildeo da fase amorfa presente A partir da temperatura ambiente 25 oC iniciou-se o
aquecimento a uma taxa de 10 oCmin A temperatura final foi de 800 oC seguindo-se do
desligamento do forno que se manteve fechado ateacute que a temperatura da amostra atingisse
25 oC Em seguida a amostra foi retirada do forno e foi realizado um DRX Utilizou-se um forno
tubular com tubo de quartzo e uma atmosfera com fluxo constante de gaacutes argocircnio ilustrado
na Figura 22
43
Figura 22 Forno utilizado para realizar o tratamento teacutermico
36 Calorimetria Diferencial de Varredura (DSC)
As medidas de DSC foram realizadas na amostra moiacuteda por 19 horas em uma ceacutelula
Netzsch modelo DSC 3500 Sirius pertencente ao Laboratoacuterio de Termo ciecircncias da UFAM
Para realizaccedilatildeo das medidas utilizou-se um fluxo de proteccedilatildeo de N2 a 50 mlmin com
temperatura inicial de 25 oC e temperatura final de 550 oC
Foram realizadas quatro medidas com as taxas de transferecircncia de calor de 25 oCmin
5 oCmin 10 oCmin e 20 oCmin Foram utilizados cadinhos (porta amostra) de alumiacutenio e a
massa meacutedia de 22 mg de amostra foi utilizada nos quatro experimentos
Na Figura 23 eacute mostrada a ceacutelula Netzsch modelo DSC 3500 Sirius onde foram
realizadas as medidas e os cadinhos sendo dois fechados e um com a amostra visiacutevel
Figura 23 Equipamento utilizado para realizar o DSC
44
4 RESULTADOS E DISCUSSOtildeES
41 Evoluccedilatildeo estrutural
A Figura 24 mostra a evoluccedilatildeo estrutural durante o processo de siacutentese conforme
descrito nos procedimentos experimentais Qualitativamente podemos ver nesta figura uma
modificaccedilatildeo gradativa dos padrotildees de difraccedilatildeo O pico mais intenso da amostra moiacuteda por 1
hora corresponde ao plano (1 0 -2) do Bi precursor
Acompanhando o comportamento deste plano em especiacutefico constata-se que entre a
primeira e a quarta hora o mesmo sofre apenas uma ligeira diminuiccedilatildeo Concomitantemente
com este decreacutescimo emergem pequenos novos picos em 2θ aproximadamente entre 28 e 35o
Com 7 horas de moagem os novos picos satildeo evidentes e foram identificados junto agrave base de
dados do ICSD como a estrutura desejada Bi3Ni grupo espacial Pnma (cartatildeo nuacutemero 391336)
Em 13 horas de moagem o pico do Bi atinge seu miacutenimo e segue estaacutevel ateacute 19 h de moagem
Dada a observaccedilatildeo da estabilizaccedilatildeo estrutural o processo foi interrompido Uma anaacutelise mais
detalhada dos difratogramas seraacute mostrada e discutida na sequecircncia
Figura 24 Padratildeo de difraccedilatildeo observado para amostra e Bi3Ni durante todo intervalo de moagem
10 20 30 40 50 60 70 80
19h
16h
1h
10h
1h
7h
4h
2(graus)
1h
13h
Inte
nsid
ade (
ua
)
45
Na Figura 25 mostramos a indexaccedilatildeo das fases na primeira hora de moagem onde foi
verificada o iniacutecio da nucleaccedilatildeo do Bi3Ni Tambeacutem eacute possiacutevel observar os picos do elemento
precursor minoritaacuterio no caso o Niacutequel (cartatildeo ICSD 64703)
Figura 25 Difratograma obtido apoacutes a primeira hora de moagem
Seguindo o processo de moagem conforme descrito nos procedimentos experimentais
a amostra foi moiacuteda por mais 3 horas totalizando 4 horas de moagem os difratogramas obtidos
satildeo apresentados nas Figuras 26 e 27 Nesta etapa jaacute natildeo eacute mais possiacutevel identificar a presenccedila
dos picos referentes ao niacutequel dessa forma somente satildeo observados os picos do bismuto e do
Bi3Ni Poreacutem como verificamos na Figura 24 a nucleaccedilatildeo da liga Bi3Ni continua ocorrendo
sistematicamente
Na Figura 26 mostramos uma comparaccedilatildeo do difratograma padratildeo de Bi3Ni (cartatildeo
nuacutemero 391336 do ICSD) com o difratograma da amostra moiacuteda por 4 horas plotados em
conjunto para destacar a nucleaccedilatildeo da fase de Bi3Ni
Na Figura 27 apresenta-se o resultado do refinamento pelo meacutetodo de Rietveld para as
4 horas de moagem Eacute possiacutevel verificar um bom acordo entre o padratildeo de DRX da amostra e
o padratildeo refinado por MR Os fatores de qualidade podem ser verificados na tabela 4 Neste
refinamento obtivemos uma fraccedilatildeo de fase equivalente a 67 de Bi e 33 de Bi3Ni
46
Figura 26 Difratograma da amostra moiacuteda durante 4 horas (curva com ruiacutedo) e o padratildeo idealizado
do Bi3Ni calculado a partir do arquivo CIF (cartatildeo ICSD no 391336)
Figura 27 Padratildeo observado no DRX (4horas) calculado e residual obtidos no refinamento pelo MR
10 20 30 40 50 60 70 80
23 24 25 26 27 28 29 30 31 32 33
Inte
nsid
ade (
ua
)
2(graus)
4 horas
CIF Bi3Ni
10 20 30 40 50 60 70 80
Experimental
Calculado
Residual
Inte
nsid
ade (
u a)
2 (graus)
4 horas
25 30 35 40 45
47
Em todas as etapas do processo de moagem foram obtidos refinamentos com iacutendices de
qualidade muito semelhantes Natildeo houve alteraccedilatildeo nos acircngulos da ceacutelula unitaacuteria do composto
de Bi3Ni que permanecerem com α= β= λ = 90o Os valores obtidos para os iacutendices de avaliaccedilatildeo
da qualidade e os paracircmetros de rede encontram-se na tabela 4
Tabela 4 Valores de Rwp e 1205362 obtidos nos refinamentos realizados durante o processo de moagem
mecacircnica para o Bi3Ni
Com os resultados obtidos nos refinamentos determinou-se as contribuiccedilotildees em
porcentagem de cada fase em funccedilatildeo do tempo de moagem Verifica-se que apoacutes a primeira
hora de moagem natildeo se identifica no difratograma a presenccedila de Ni entretanto a fase de Bi3Ni
continua nucleando indicando que ainda existe niacutequel disponiacutevel para a formaccedilatildeo desta fase
Pode-se conceber algumas hipoacuteteses para este fato A primeira refere-se agrave sensibilidade do
equipamento de DRX que natildeo identifica precisamente elementos com fraccedilatildeo de fase menor
que 10 Outa hipoacutetese provaacutevel pode ser atribuiacutea a uma adesatildeo do niacutequel nas paredes do jarro
de moagem ou nas esferas de accedilo tendo em vista sua ductilidade
Na Figura 28 foi plotado a fraccedilatildeo de cada uma das fases presentes no processo de
moagem em funccedilatildeo do tempo Fica evidente que apoacutes a primeira hora a fraccedilatildeo de fase do niacutequel
eacute zero mas continua ocorrendo a nucleaccedilatildeo do Bi3Ni que estabiliza em 13 horas
TEMPO DE MOAGEM RWP 1205362 PARAcircMETROS DE REDE DO BI3NI
a (Å) b (Å) c (Å) Volume (Å3)
4 HORAS 77 139 8890(9) 4102(1) 11502(1) 41949(6)
7 HORAS 70 137 8891(3) 4106(1) 11500(1) 41986(9)
10 HORAS 71 131 8888(1) 4104(8) 11495(1) 41939(5)
13 HORAS 65 124 8893(5) 4104(3) 11507(1) 42003(2)
16 HORAS 64 124 8888(7) 4102(9) 11499(9) 41940(1)
19 HORAS 63 123 8894(1) 4105(1) 11506(5) 42012(3)
48
Figura 28 Fraccedilatildeo das fases de Ni Bi e Bi3Ni em funccedilatildeo do tempo de moagem
Utilizando-se a equaccedilatildeo 7 com os dados obtidos no refinamento pelo MR calculou-se
o tamanho meacutedio dos cristalitos de Bi3Ni em funccedilatildeo do tempo de moagem Na Figura 29
apresenta-se em forma de um graacutefico os valores obtidos Observamos que entre a quarta e a
seacutetima hora haacute um aumento aproximado de 14 no tamanho meacutedio do cristalito pode-se
atribuir esse aumento a uma possiacutevel deformaccedilatildeo plaacutestica da amostra acarretando num
acreacutescimo da aacuterea de superfiacutecie o que aumentaria progressivamente a probabilidade de
soldagem a frio dessas partiacuteculas gerando assim um aumento do tamanho meacutedio do cristalito
Entre a seacutetima e a deacutecima hora de moagem ocorre uma reduccedilatildeo de 26 no tamanho do
cristalito maior valor percentual obtido entre intervalos de moagem Entre a deacutecima sexta e a
deacutecima nona hora haacute uma estabilizaccedilatildeo no processo de reduccedilatildeo do tamanho de cristalito
Obtivemos no final do processo uma reduccedilatildeo total de aproximadamente 59 o que representa
um tamanho meacutedio de cristalito na ordem de 2653 nm
Plota-se na Figura 29 um graacutefico com tamanho meacutedio de cristalito do composto Bi3Ni
em funccedilatildeo do tempo de moagem
0 5 10 15 20
0
20
40
60
80
100
Fra
ccedilao d
e fases (
)
Tempo de moagem ( horas)
Bi
Bi3Ni
Ni
49
Figura 29 Tamanho meacutedio de cristalito de Bi3Ni em funccedilatildeo do tempo de moagem
Natildeo houve formaccedilatildeo de novas fases ou aparentemente quaisquer outras alteraccedilotildees
significativas apoacutes a deacutecima terceira hora de moagem Os uacutenicos efeitos com a continuaccedilatildeo da
moagem foram a melhora da cristalizaccedilatildeo da fase de interesse e o aumento de intensidade do
perfil referente a fase amorfa Poreacutem o processo de moagem totalizou 19 horas a finalidade
deste intervalo apoacutes a estabilizaccedilatildeo de formaccedilatildeo da fase pretendida foi verificar a possibilidade
de oxidaccedilatildeo da amostra que ficou exposta ao ambiente durante a execuccedilatildeo do DRX
Observa-se nos difratogramas da Figura 24 a formaccedilatildeo de uma acentuada elevaccedilatildeo na
linha de base entre a faixa de 2θ que vai de aproximadamente 26deg a 36deg A forma ou perfil
dessa elevaccedilatildeo eacute um forte indicio do aparecimento de uma fase amorfa Para alcanccedilar bom
acordo nos refinamentos Rietveld foram necessaacuterios 20 termos na funccedilatildeo polinomial de
Chebyshev para descrever estas linhas de base (background)
Analisando-se portanto os difratogramas referentes agraves etapas de 10 13 16 e 19 horas
eacute possiacutevel identificar o crescimento dessa fase amorfa conforme mostramos na Figura 30
4 6 8 10 12 14 16 18 20
25
30
35
40
45
50
55
Ta
ma
nh
o m
eacuted
io d
e c
rista
lito
(n
m)
Tempo de moagem (horas)
50
Estas curvas satildeo particularmente interessantes uma vez que podemos avaliar as
distacircncias R entre os primeiros vizinhos da fase desordenada aplicando a equaccedilatildeo de Ehrenfest
que pode ser expressa como [56]
2Rsen(θ) = 123λ (14)
O maacuteximo destas curvas correspondem a 2θ ~29o o que nos leva a distacircncias aproximada
de 38 Aring Esta distacircncia natildeo fere nenhum viacutenculo de distancias entre os atamos para
Ni-Ni~248 Aring Ni-Bi~ 278 Aring Bi-Bi~308 Aring Bi-O~214 Aring
Figura 30 Comparaccedilatildeo das funccedilotildees de background para a amostra moiacuteda por 10 13 16 e 19 horas
Com objetivo de avaliar com mais detalhes a estrutura nanocristalina e amorfa
realizamos medidas de difraccedilatildeo com configuraccedilotildees que produzissem uma maior qualidade nos
dados obtidos utilizamos uma cacircmara com baixo vaacutecuo e aumentamos o tempo de aquisiccedilatildeo
dos dados
A Figura 31 mostra o padratildeo obtido para a amostra final moiacuteda por 19 horas
Destacamos a evidente fase amorfa que se forma
10 20 30 40 50 60 70 80
19 horas
16 horas
13 horas
10 horas
Inte
nsid
ade (
u a)
2 (graus)
51
Figura 31 Formaccedilatildeo da fase amorfa na amostra de Bi3Ni apoacutes 19 horas de moagem
Comparando o padratildeo de DRX obtido para amostra moiacuteda por 19 horas com o
difratograma padratildeo de Bi3Ni (cartatildeo nuacutemero 391336 do ICSD) pode-se constatar a
equivalecircncia dos picos conforme apresentada Figura 32
Com os difratogramas de maior resoluccedilatildeo verificamos a presenccedila embora em uma
pequena fraccedilatildeo de Bi (ICSD no 64703) Assim como uma ligeira sugestatildeo da existecircncia de
Bi2O3 (ICSD no 41764) vislumbra-se essa fase em virtude da possiacutevel oxidaccedilatildeo da amostra
devido as sucessivas aberturas do jarro de moagem para realizaccedilatildeo do DRX entretanto
diferentemente do que se percebe para o bismuto natildeo haacute nenhum pico referente ao oxido de
bismuto
Na posiccedilatildeo de 2θ~27o existe um pico caracteriacutestico do Bi2O3 entretanto mesmo com a
melhor resoluccedilatildeo do DRX natildeo eacute possiacutevel distinguir claramente a fase do oxido de bismuto
assim durante o processo de refinamento pelo MR natildeo foi adicionada a fase relativa ao oxido
O refinamento pelo meacutetodo de Rietveld referente a amostra moiacuteda por 19h encontra-se
na Figura 33 percebe-se a boa concordacircncia obtida para a fase de interesse Bi3Ni e a fase
20 30 40 50 60 70 80
Bi
Inte
nsid
ade (
u a)
2 (graus)
Bi
20 25 30 35 40 45
52
amorfa O asterisco indicando o pico principal do Bi salienta que essa fase por contribuir
modestamente em um difratograma tatildeo complexo natildeo eacute bem ajustada
Figura 32 Difratograma da amostra moiacuteda 19h em conjunto com os CIFs de o Bi3Ni Bi e Bi2O3
Figura 33 Difratograma da amostra moiacuteda 19h e refinada por meacutetodo de Rietveld partindo dos CIFs
do Bi3Ni Bi
20 30 40 50 60 70 80
19 horas
Bi3Ni
Bi
Bi2O
3
In
tensid
ade (
u a)
2 (graus)
25 30 35 40
20 30 40 50 60 70 80
Experimental (19h)
Calculado
Residual
Inte
nsid
ade (
u a)
2 (graus)
20 25 30 35 40 45 50
53
Os trabalhos cientiacuteficos que versam sobre a produccedilatildeo e a caracterizaccedilatildeo do composto
Bi3Ni descrevem que a siacutentese pode ser realizada por vaacuterios mecanismos normalmente as
metodologias mais usadas para obtenccedilatildeo envolvem os processos em meio quiacutemico a
eletrodeposiccedilatildeo e a solidificaccedilatildeo raacutepida Em alguns casos utilizou-se longos processos teacutermicos
que envolvem a permanecircncia da amostra num forno de resistecircncia a 1100 degC durante 3 dias
[13] ou processos de sinterizaccedilatildeo com recozimento a vaacutecuo a temperatura de 1000 degC por 24
horas [15] Relata-se tambeacutem que conforme ocorreu neste trabalho algumas amostras
apresentam pequenos traccedilos de Bi em sua composiccedilatildeo final [13]
Dessa forma o primeiro desafio desse trabalho foi produzir uma fase uacutenica de Bi3Ni por
meio da moagem mecacircnica entretanto verificou-se no resultado obtido no DRX e no
refinamento pelo MR que a fase de Bi3Ni embora apresente uma fraccedilatildeo de 999 ainda possui
leves traccedilos do pico mais intenso de bismuto (indicado por um asterisco na Figura 33) Uma
proposta futura seria portanto acrescentar uma pequena quantidade de Ni para interagir com
esse Bi remanescente
42 Medidas de DRX in situ
Com o objetivo de estudar a estabilidade teacutermica e acompanhar a evoluccedilatildeo estrutural da
amostra em funccedilatildeo da temperatura foram realizadas medidas de DRX in situ conforme
descrito nos procedimentos experimentais A Figura 34 apresenta os quatro difratogramas
obtidos
A temperatura de 25 oC observa-se uma fase uacutenica do composto Bi3Ni (com jaacute
mencionado anteriormente a amostra possui uma leve indicaccedilatildeo da presenccedila de bismuto) que
possui estrutura ortorrocircmbica e grupo espacial Pnma eacute a mesma apresentada na Figura 32
A medida que aumentamos a temperatura conforme descrito na seccedilatildeo 3 Figura 21
inicia-se uma transformaccedilatildeo do composto inicial para o crescimento da fase tetragonal de Bi2O3
(ICSD no 41764) e da fase precursora de Bi Essa alteraccedilatildeo na composiccedilatildeo da amostra ocorre
em virtude da degradaccedilatildeo da fase Bi3Ni que conforme eleva-se a temperatura tem sua fraccedilatildeo
diminuiacuteda conforme verifica-se na Figura 36 Embora as medidas in situ terem sido feitas em
baixo vaacutecuo natildeo foi impedido o crescimento do Bi2O3
54
Na Figura 34 encontram-se plotados os DRX referentes as medidas realizadas em 25o
250o 300o e 350 oC as curvas foram deslocadas verticalmente para melhor comparaccedilatildeo
Figura 34 Padratildeo observado nos DRX da amostra submetida a aquecimento
A temperatura de 250 oC temos a ocorrecircncia de trecircs fases Bi3Ni Bi2O3 e Bi
O refinamento estrutural pelo meacutetodo de Rietveld estaacute mostrado na Figura 35 Mesmo tratando-
se de uma amostra com um elevado nuacutemeros de pico aleacutem da presenccedila de uma fase amorfa o
acordo entre o experimental e o calculado eacute notaacutevel Os valores dos iacutendices de avaliaccedilatildeo da
qualidade do refinamento referentes as quatro medidas realizadas encontram-se na tabela 5
20 30 40 50 60 70 80
350 0C
300 0C
250 0C
Inte
nsid
ade (
ua
)
2 (graus)
25 0C
55
Figura 35 Padratildeo obtidos no refinamento pelo MR para amostra aquecida a 250 0C
Tabela 5 Valores de Chi2 e de Rwp obtidos nos refinamentos realizados durante o processo de
aquecimento
A temperatura de 300 oC comeccedila a formaccedilatildeo da uma nova fase cubica de grupo espacial
I23 o Bi12NiO19 em detrimento da diminuiccedilatildeo da fase de Bi3Ni Aleacutem do aumento da fraccedilatildeo
da fase de Bi2O3
Temperatura de realizaccedilatildeo da medida Rwp 1205362
25 0C 69 23
250 0C 83 18
300 0C 98 26
350 0C 99 25
10 20 30 40 50 60 70 80
Inte
nsid
ade (
ua
)
2 (graus)
Experimental
Calculado
Residual
250 0C
25 30 35 40
56
O uacuteltimo DRX foi realizado a 350 oC a principal alteraccedilatildeo dessa medida refere-se ao
fato da inexistecircncia de picos referentes agrave fase Bi3Ni A fase majoritaacuteria torna-se agora a fase
referente ao Bi e a fase Bi12NiO19 (indexado na base de dados PDF2 mas natildeo na base de dados
ICSD) permanece estaacutevel isto eacute sem alteraccedilotildees significativas em sua fraccedilatildeo O fato de estarem
presentes picos referentes ao Bi mesmo apoacutes termos ultrapassado a temperatura de fusatildeo pode
ser explicado levando-se em consideraccedilatildeo a baixa condutividade teacutermica do bismuto aliado ao
excesso de defeitos produzidos na moagem assim natildeo obteve-se a fusatildeo do elemento
Utilizamos os dados obtidos nos refinamentos para plotar o graacutefico exposto na Figura
36 onde eacute possiacutevel observar a fraccedilatildeo de cada fase em funccedilatildeo da temperatura de execuccedilatildeo do
DRX Percebe-se a raacutepida decomposiccedilatildeo da fase de Bi3Ni que entre 250 oC e 350 oC apresenta
uma reduccedilatildeo percentual de aproximadamente 88 concomitantemente ao crescimento
percentual da fase de Bi
Figura 36 Fraccedilotildees de fase em funccedilatildeo da temperatura de realizaccedilatildeo do DRX in situ
O DRX realizado na amostra a 350 oC eacute mostrado na Figura 37 em conjunto aos CIFs
das fases constituintes Para a fase Bi12NiO19 natildeo foi encontrado o CIF no banco de dados do
Inorganic Crystal Structure Database (ICSD) Para refinar utilizando o meacutetodo de Rietveld
partimos do protoacutetipo estrutural de Bi26-x Mx O40-y (M = Mg Al Co Ni) O CIF desta fase
25 75 125 175 225 275 325 375
0
20
40
60
80
100
Fra
ccedilao d
e F
ases (
)
Temperatura (0C)
Bi3Ni
Bi2O
3
Bi
Bi12
NiO19
57
resultante estaacute mostrado em vermelho na Figura 37 e uma representaccedilatildeo da ceacutelula unitaacuteria na
Figura 38 os aacutetomos de oxigecircnio estatildeo representados na cor vermelha e o niacutequel em verde
Figura 37 Padratildeo observado no DRX da amostra em 350 oC em comparaccedilatildeo com o CIF das fases
constituintes
Figura 38 Projeccedilatildeo do eixo a e em perspectiva do Bi12NiO19
10 20 30 40 50 60 70 80
Inte
nsid
ade (
ua
)
2(graus)
350 graus
Bi2O
3
Bi
Bi12
NiO19
20 25 30 35 40 45 50 55
58
O refinamento estrutural utilizando estas fases estaacute mostrado na Figura 39 e os valores
referentes aos paracircmetros de rede obtidos para o refinamento da fase Bi12NiO19 constam na
tabela 6
Figura 39 Padratildeo obtidos no refinamento pelo MR para amostra aquecida a 350 0C
Tabela 6 Paracircmetros da ceacutelula unitaacuteria da estrutura Bi12NiO19
A Figura 40 conteacutem as fotografias retiradas do forno do difratocircmetro antes e apoacutes a
realizaccedilatildeo da medida Eacute possiacutevel verificar que a amostra devido a dilataccedilatildeo volumeacutetrica e a
fusatildeo do bismuto transborda o porta amostra
Paracircmetros de Rede a = b=c=10258(8) Aring
Acircngulos α = β = γ = 900
Volume da ceacutelula 107966(2) Aring3
Grupo de simetria Cuacutebico
Grupo espacial I23
10 20 30 40 50 60 70 80
Inte
nsid
ade (
ua
)
2 (graus)
Calculado
Experimental
Residual
350 0C
20 25 30 35 40 45
59
Figura 40 Fotografia do forno do DRX antes a apoacutes a realizaccedilatildeo das medidas
43 Calorimetria Diferencial de Varredura (DSC)
Com a finalidade de estudar e melhor entender a evoluccedilatildeo estrutural da amostra
observada nas medidas in situ realizou-se medidas DSC conforme descrito nos procedimentos
experimentais a temperatura final foi de 550 oC
Na Figura 41 mostramos as medidas DSC feitas em diferentes taxas de aquecimento
realizadas na amostra moiacuteda por 19 horas Em todas as 4 medidas vemos comportamentos
exoteacutermicos e endoteacutermicos Os picos endoteacutermicos ocorreram a uma temperatura aproximada
de 270 0C temperatura essa equivalente ao ponto de fusatildeo do bismuto e foram atribuiacutedos a
fusatildeo do Bi ocorrida em duas etapas
Comparando-se os resultados obtidos nas medidas in situ onde observamos a nucleaccedilatildeo
de uma nova fase a partir da temperatura de 250 oC com os resultados obtidos no DSC podemos
concluir que o pico exoteacutermico presente no termograma corresponde agrave nucleaccedilatildeo da fase de
Bi2O3
Com a finalidade de calcular a energia de ativaccedilatildeo (Ea) necessaacuteria para promover essa
nucleaccedilatildeo aplicamos a metodologia proposta por Kissinger [2] Conforme indicado na Figura
41 as 4 medidas foram feitas com taxas de aquecimento de 25 5 10 e 20 oCmin
60
A Figura 42 mostra em detalhes a Figura 41 onde vemos os valores das temperaturas
de pico de cristalizaccedilatildeo (Tc) e as referidas taxas de aquecimento (120591) Como era esperado a
medida que a taxa de aquecimento aumenta a temperatura de pico tambem aumenta
Figura 41 Termograma DSC plotados em conjunto para os diferentes fluxos de calor
Figura 42 Espectros DSC com as temperaturas de pico e suas respectivas taxas de aquecimento
100 150 200 250 300 350 400 450 500 550
250Cmin
50Cmin
100Cmin
fluxo d
e c
alo
r (u
a)
Temperatura (0C)
200Cmin
exo
230 235 240 245 250 255 260 265 270 275 280 285
250Cmin
50Cmin
100Cmin
fluxo d
e c
alo
r (u
a )
Temperatura (0C)
242 0C
252 0C
266 0C
278 0C
200Cmin
exo
61
Com os dados fornecidos na Figura 42 pode-se calcular a energia de ativaccedilatildeo referente
a nucleaccedilatildeo da fase de Bi2O3 Plotando-se um graacutefico linear de ln(120591
1198791198882) versus
1
119879119888 onde o
coeficiente angular eacute (minus119864119886
119877) obteacutem-se a energia de ativaccedilatildeo A Figura 43 apresenta a
linearizaccedilatildeo da equaccedilatildeo 16 de onde se obteacutem a energia de ativaccedilatildeo do processo de nucleaccedilatildeo
do Bi2O3
Figura 43 Graacutefico linear do ln(120591
1198791198882) versus
1
119879119888
Logo considerando as relaccedilotildees anteriormente definidas eacute possiacutevel calcular a energia de
ativaccedilatildeo uma vez que m = (minus119864119886
119877) e R = 831 jmol K Desse modo a energia de ativaccedilatildeo
necessaacuteria para promover a nucleaccedilatildeo da fase Bi2O3 eacute de 12465 kJmol
A metodologia proposta permitiria tambeacutem calcular a energia de ativaccedilatildeo necessaacuteria
para cristalizar a fase amorfa as medidas de DSC foram planejadas ateacute a temperatura de
550 oC devido a limitaccedilotildees do equipamento poreacutem como fica evidente na Figura 41 natildeo se
observa nenhum pico exoteacutermico apoacutes os 350 oC que se possa estar associado a cristalizaccedilatildeo da
fase amorfa O pico exoteacutermico existente como jaacute mencionado ocorreu a uma temperatura que
variou de 242 0C agrave 278 0C e refere-se agrave nucleaccedilatildeo de fase
182 184 186 188 190 192 194
-115
-110
-105
-100
-95
ln (
T2 c)
1Tc (10
-3 k
-1)
62
44 Tratamento teacutermico
Apoacutes a realizaccedilatildeo das medidas de DRX in situ e das medidas de DSC a fase amorfa
ainda se encontrava presente assim foi realizado um tratamento teacutermico com a finalidade de
promover a cristalizaccedilatildeo da fase amorfa presente
O tratamento teacutermico foi realizado a uma taxa constante de 10 0Cmim ateacute a temperatura
de 800 0C com a atmosfera protegida por gaacutes argocircnio Na Figura 44 apresenta-se o difratograma
da amostra realizado apoacutes o do tratamento teacutermico vemos no detalhe que a acentuada elevaccedilatildeo
na linha de base entre a faixa de 2θ que vai de aproximadamente 26deg agrave 36deg e que corresponde
a fase amorfa desapareceu completamente
Figura 44 Difratograma da amostra apoacutes tratamento teacutermico
Para a amostra tratada termicamente foram identificadas trecircs fases similar ao observado
nas medias in situ a 350 oC foram identificadas a fase cuacutebica Bi12NiO19 a fase tetragonal de
Bi2O3 (ICSD no 41764) e a fase romboeacutedrica de Bismuto (ICSD no 64703) Na Figura 45
apresentamos o padratildeo observado plotado juntamente com o CIF das 3 fases identificadas
10 20 30 40 50 60 70 80
Inte
nsid
ad
e (
ua
)
2 (graus)
Pos Tratamento Teacutermico
20 25 30 35 40 45 50 55 60
63
Figura 45 Difratograma da amostra apoacutes tratamento teacutermico em conjunto com os CIFs de Bi Bi2O3 e
Bi12NiO19
Pode-se verificar no padratildeo do difratograma da Figura 45 que pelo formato da linha de
base obtida ocorreu a cristalizaccedilatildeo da fase amorfa e as fases identificadas correspondem aos
picos presentes no DRX da amostra
O refinamento realizado pelo MR confirmou a identificaccedilatildeo das fases contidas na
amostra no sentido da exata correspondecircncia entre os picos obtidos nos padrotildees calculados e
observados As fraccedilotildees das fases da amostra que sofreu tratamento teacutermico em comparaccedilatildeo com
as fraccedilotildees obtidas no DRX in situ estatildeo apresentados na tabela 7
Tabela 7 Fraccedilotildees das fases apoacutes tratamento teacutermico e DRX in situ a 350 oC
Fraccedilatildeo das fases Tratamento Teacutermico DRX in situ a 350 oC
Bi12NiO19 90 137
Bi2O3 89 20
Bi 11 663
10 20 30 40 50 60 70 80
Inte
nsid
ade (
ua
)
2 (graus)
Observado
Bi
Bi2O
3
Bi12
NiO19
25 30 35 40 45 50 55
64
O aumento da temperatura propicia a nucleaccedilatildeo das fases de Bi2O3 e Bi12NiO19 em
detrimento da diminuiccedilatildeo da fase Bi3Ni
O refinamento pelo meacutetodo de Rietveld para amostra que sofreu tratamento teacutermico
apresentou uma boa concordacircncia para os perfis calculado e experimental Nesse refinamento
foi utilizado o CIF modificado de Bi12NiO19 Na Figura 46 temos o padratildeo experimental e o
calculado obtidos no refinamento pelo MR
Figura 46 Padratildeo observado e experimental refinado pelo MR para amostra tratada termicamente
Compara-se na Figura 47 os difratogramas obtidos para amostra tratada termicamente e
para o DRX in situ a temperatura de 350 oC eacute possiacutevel identificar a correspondecircncia entre os
picos entretanto eacute notaacutevel a diferenccedila na linha de base do difratograma referente ao DRX in
situ contra o DRX da amostra submetida a tratamento teacutermico Pode-se concluir que para
ocorrer a cristalizaccedilatildeo da fase amorfa eacute necessaacuterio que a temperatura do tratamento teacutermico seja
superior a 550 0C
10 20 30 40 50 60 70 80
Inte
nsid
ade (
ua
)
2 (graus)
Calculado
Experimental
Residual
Pos Tratamento Teacutermico
65
Outro fenocircmeno perceptiacutevel eacute o deslocamento em 2θ da posiccedilatildeo dos picos O
difratograma da amostra que foi ao forno do DRX tem a posiccedilatildeo dos seus picos deslocados para
direita em comparaccedilatildeo ao observado no CIF do Bi12NiO19 e no DRX da amostra que passou
por tratamento teacutermico Podemos associar esse deslocamento a contraccedilatildeo do volume da ceacutelula
unitaacuteria Considerando o valor padratildeo do volume do composto Bi12NiO19 constante na tabela
5 ocorreu uma reduccedilatildeo de volume de aproximadamente 155 para amostra tratada
termicamente e uma variaccedilatildeo positiva de 005 para amostra do DRX in situ Na Figura 47
plotamos juntos os difratogramas da amostra tratada termicamente da amostra que realizou a
medida in situ a 350 0C e o CIF do Bi12NiO19
Figura 47 Difratogramas das amostras apoacutes tratamento teacutermico e DRX in situ em conjunto com o
CIF do Bi12NiO19
O tratamento teacutermico realizado produziu o resultado esperado cristalizando a fase
amorfa As fases presentes na amostra apoacutes a realizaccedilatildeo do tratamento estatildeo em conformidade
agraves encontradas nas medidas de DRX in situ
20 30 40 50 60 70 80
Bi
Inte
nsid
ade (
u a)
2 (graus)
Bi
20 25 30 35 40 45
66
5 CONCLUSAtildeO
A sintetizaccedilatildeo do composto nanoestruturado de Bi3Ni foi realizado de modo eficiente
apoacutes 13 horas de moagem mecacircnica
As medidas de difraccedilatildeo de Raio X possibilitaram acompanhar a evoluccedilatildeo estrutural e a
nucleaccedilatildeo da fase de Bi3Ni O refinamento realizado pelo Meacutetodo de Rietveld proporcionou a
quantificaccedilatildeo dos paracircmetros cristalograacuteficos tais como paracircmetros de rede volume da ceacutelula
unitaacuteria fraccedilatildeo das fases presentes e tamanho de cristalito Os fatores de qualidade e
convergecircncia alcanccedilaram valores satisfatoacuterios correspondendo a exata simulaccedilatildeo do padratildeo
observado
A anaacutelise teacutermica realizada por meio das medidas de DRX in situ permitiu o estudo da
estabilidade teacutermica e o acompanhamento da evoluccedilatildeo estrutural da amostra em funccedilatildeo da
temperatura Foi possiacutevel identificar duas novas fases presentes o Bi2O3 e Bi12NiO19 nucleadas
agraves custas da fase de Bi3Ni Na temperatura de 350 oC a amostra eacute composta das fases Bi12NiO19
Bi2O3 e Bi
As medidas de DSC realizadas ateacute a temperatura de 550 oC e com quatro diferentes
taxas de aquecimento foram utilizadas para se calcular com o uso da equaccedilatildeo de Kissinger a
energia de ativaccedilatildeo (Ea) necessaacuteria para promover a nucleaccedilatildeo do composto Bi12NiO19 que eacute de
12465 kJmol
O tratamento teacutermico no forno ateacute 800 oC promoveu o relaxamento dos defeitos e
tensotildees causadas durante a moagem mecacircnica e a cristalizaccedilatildeo da fase amorfa natildeo sendo mais
possiacutevel identificar no DRX realizado o perfil referente a essa fase Identificou-se novamente a
fase Bi12NiO19 aleacutem da ocorrecircncia das fases de Bi2O3 e Bi jaacute identificadas nas medidas de
DRX in situ confirmando a consistecircncia dos resultados obtidos por dois ensaios diferentes
Pocircde-se verificar o mesmo fenocircmeno em todos os ensaios que envolveram o
aquecimento da amostra Ao aquecer-se o Bi3Ni ocorre um processo de oxidaccedilatildeo que resulta
na formaccedilatildeo da fase de Bi2O3 e a fase de Bi12NiO19 todas associadas ao consumo de Bi da fase
Bi3Ni
Para realizaccedilatildeo de estudos futuros com o intuito de se obter a fase uacutenica de Bi3Ni
pode-se alterar ligeiramente as massas dos produtos com a adiccedilatildeo de um pouco de niacutequel
67
Pode-se melhorar o controle das condiccedilotildees de realizaccedilatildeo dos tratamentos teacutermicos com o
intuito de se evitar a oxidaccedilatildeo A realizaccedilatildeo de medidas de DSC ateacute a temperatura de 800 0C
poderaacute revelar picos exoteacutermicos e propiciar condiccedilotildees para se calcular a energia necessaacuteria
para promover a cristalizaccedilatildeo da fase amorfa
68
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ARTHUR EMANUEL SOARES DE OLIVEIRA
SIacuteNTESE CARACTERIZACcedilAtildeO ESTRUTURAL E TEacuteRMICA DO
COMPOSTO NANOESTRURADO Bi3Ni
Dissertaccedilatildeo de Mestrado apresentada ao Programa de Poacutes-Graduaccedilatildeo em Ciecircncia e Engenharia
de Materiais (PPGCEM) da Universidade Federal do Amazonas (UFAM) para a obtenccedilatildeo do
Tiacutetulo de Mestre em Ciecircncia e Engenharia de Materiais
BANCA EXAMINADORA
________________________________________________________________
Prof Dr Seacutergio Michielon de Souza (Orientador-Presidente da Banca)
UFAM PPGCEM
________________________________________________________________
Profa Dra Iccedilamira Costa Nogueira (Membro Titular)
UFAM PPGCEM
________________________________________________________________
Prof Dr Edson Roberto Leite (Membro Titular- Externo)
UFSCar
A Shirley Raphael e Fernanda pelo amor carinho e
compreensatildeo demonstrados durante essa caminhada
estaremos juntos sempre e para sempre
AGRADECIMENTOS
Nesse momento especial natildeo poderia deixar de agradecer as pessoas que tornaram
possiacutevel a realizaccedilatildeo desse sonho
Ao meu orientador Prof Dr Sergio Michielon de Souza pelo inestimaacutevel
conhecimento transmitido e excelente orientaccedilatildeo mas principalmente por sua paciecircncia e
sabedoria em reconhecer minhas limitaccedilotildees e virtudes
Aos professores Dr Edgar Sanches e Dr Hidembergue Frota pelas preciosas
consideraccedilotildees na qualificaccedilatildeo desse trabalho
Ao Prof Dr Lizandro (IFAM) por permitir o acesso ao Laboratoacuterio de Siacutentese e
Caracterizaccedilatildeo de Nanomateriais (LSCN) onde foi realizado a moagem da amostra e ao Prof
Dr Newton (UFAM) por permitir o uso do DSC no Laboratoacuterio de Termociecircncias
Aos amigos que tive o privileacutegio de conviver e trocar experiecircncias durante o periacuteodo do
mestrado Mitsuo Leonardo Aeacutercio Meg Joelma Querem Thiago Carla e um agradecimento
especial ao Mieacutecio responsaacutevel pela execuccedilatildeo das medidas de raio X no Laboratoacuterio de
Materiais
A Fundaccedilatildeo de Amparo agrave Pesquisa e Ensino no Amazonas ndash FAPEAM pelo
apoio financeiro
Por fim agradeccedilo as pessoas que fazem cada conquista valer a pena Shirley
Raphael e Fernanda pois vocecircs me ensinam liccedilotildees que vatildeo muito aleacutem da vida acadecircmica me
apontando e conduzindo para um caminho repleto de realizaccedilotildees
ldquoA pesquisa baacutesica eacute como atirar uma flecha para o ar e onde ela cair pintar um alvordquo
(Homer Adkins Burton)
3
RESUMO
A partir da mistura dos poacutes elementares de bismuto (Bi) e niacutequel (Ni) foi produzido o
composto nanoestruturado de Bi3Ni utilizando a teacutecnica de Siacutentese Mecacircnica As propriedades
estruturais da amostra foram investigadas por difraccedilatildeo de raios X combinado com o meacutetodo de
Rietveld Com o objetivo de estudar a estabilidade teacutermica e acompanhar o comportamento
estrutural da amostra em funccedilatildeo da temperatura foram realizadas medidas de DRX in situ
aleacutem de medidas de calorimetria diferencial de varredura ndash DSC O processo de moagem
totalizou 19 horas apoacutes a deacutecima terceira hora de moagem natildeo haacute ocorrecircncia de novas fases
apenas ocorreu uma melhora da taxa de cristalizaccedilatildeo e uma diminuiccedilatildeo do tamanho de cristalito
Encontra-se presente um pico alargado A forma perfil dessa elevaccedilatildeo eacute um forte indicio do
aparecimento de uma fase amorfa Os resultados do DSC em conjunto com DRX revelam a
dinacircmica de nucleaccedilatildeo e transformaccedilatildeo de novas fases como o Bi12NiO19 e o Bi2O3 que passam
a se formar agrave medida que a amostra eacute aquecida Com a utilizaccedilatildeo da equaccedilatildeo de Kissinger foi
possiacutevel calcular a energia necessaacuteria para nucleaccedilatildeo desta nova fase Realizou-se um
tratamento teacutermico com a finalidade de promover a cristalizaccedilatildeo da fase amorfa presente bem
como de estudar a evoluccedilatildeo estrutural do composto em funccedilatildeo da temperatura O meio utilizado
para sintetizaccedilatildeo da liga Bi3Ni mostrou-se eficiente e as anaacutelises estruturais e teacutermicas utilizadas
nesse trabalho demonstram a concordacircncia e a consistecircncia dos resultados obtidos e dos
objetivos propostos
Palavras-chave Difraccedilatildeo raios X (DRX) siacutentese mecacircnica Meacutetodo de Rietveld
4
ABSTRACT
From the mixture of the elementary powders of bismuth (Bi) and nickel (Ni) the
nanostructured compound of Bi3Ni was produced using the Mechanical Synthesis technique
The structural properties of the sample were investigated by X-ray diffraction combined with
the Rietveld method In order to study the thermal stability and to follow the structural behavior
of the sample as a function of temperature XRD measurements were performed in situ in
addition to differential scanning calorimetry (DSC) measurements The milling process totaled
19 hours after the thirteenth hour of milling there was no occurrence of new phases only an
improvement of the crystallization rate and a decrease of the crystallite size occurred An
enlarged peak is present the shape and profile of this elevation is a strong indication of the
appearance of an amorphous phase The results of the DSC together with XRD clarify the
dynamics of nucleation and transformation of new phases such as Bi12NiO19 and Bi2O3 which
starts to form as the sample is heated With the use of the Kissinger equation it was possible to
calculate the energy required for nucleation of this new phase A thermal treatment was carried
out in order to promote the crystallization of the present amorphous phase as well as to study
the structural evolution of the compound as a function of temperature The medium used to
synthesize the Bi3Ni alloy proved to be efficient and the structural and thermal analyzes used
in this work demonstrate the consistency and consistency of the results obtained and the
proposed objectives
Keywords Diffraction X-rays (DRX) mechanical synthesis Method of Rietveld
5
LISTA DE FIGURAS
Figura 1 Projeccedilatildeo dos eixos a b c e em perspectiva respectivamente do Bi (ICSD 64703) 10
Figura 2 Projeccedilatildeo do eixo a e em perspectiva respectivamente do Ni (ICSD 41508) 10
Figura 3 Projeccedilatildeo dos eixos a b e c do composto Bi3Ni (ICSD 391336) 12
Figura 4 Representaccedilatildeo em perspectiva do arranjo octaeacutedrico da cadeia de Bi3Ni (ICSD 391336) 12
Figura 5 Diagrama de Fases Bi-Ni e entalpia de formaccedilatildeo do Bi3Ni e BiNi 14
Figura 6 As 14 redes de Bravais 16
Figura 7 Representaccedilatildeo das fases presentes no processo de SM 18
Figura 8 Modelo de um material nanomeacutetrico Os ciacuterculos pretos e brancos representam
respectivamente a componente cristalina e a interfacial 19
Figura 9 Representaccedilatildeo geomeacutetrica da Lei de Bragg 22
Figura 10 Padratildeo de difraccedilatildeo para Cristal perfeito cristal real e liquido ou amorfo
respectivamente 24
Figura 11 Representaccedilatildeo esquemaacutetica de um difratocircmetro 25
Figura 12 Diagrama de blocos com ordem dos procedimentos para iniacutecio do refinamento no
EXPGUI 31
Figura 13 Interface do EXPGUI para refinamento dos paracircmetros 32
Figura 14 Ilustraccedilatildeo da configuraccedilatildeo de um DSC e do fluxo de calor 34
Figura 15 Representaccedilatildeo graacutefica dos padrotildees geneacutericos de picos apresentados no DSC 34
Figura 16 Moinho High Energy Ball Mill Emax 37
Figura 17 Preparaccedilatildeo e selagem do vaso de moagem 38
Figura 18 Preparaccedilatildeo da amostra para realizaccedilatildeo de DRX 39
Figura 19 Difratocircmetro de Raio-X modelo Empyrean da PANalytical 40
Figura 20 Preparaccedilatildeo da amostra e porta amostra no forno do DRX 41
Figura 21 Rampa de aquecimento para medidas in situ de DRX 41
Figura 22 Forno utilizado para realizar o tratamento teacutermico 43
Figura 23 Equipamento utilizado para realizar o DSC 43
Figura 24 Padratildeo de difraccedilatildeo observado para amostra e Bi3Ni durante todo intervalo de moagem 44
Figura 25 Difratograma obtido apoacutes a primeira hora de moagem 45
6
Figura 26 Difratograma da amostra moiacuteda durante 4 horas (curva com ruiacutedo) e o padratildeo
idealizado do Bi3Ni calculado a partir do arquivo CIF (cartatildeo ICSD no 391336) 46
Figura 27 Padratildeo observado no DRX (4horas) calculado e residual obtidos no refinamento
pelo MR 46
Figura 28 Fraccedilatildeo das fases de Ni Bi e Bi3Ni em funccedilatildeo do tempo de moagem 48
Figura 29 Tamanho meacutedio de cristalito de Bi3Ni em funccedilatildeo do tempo de moagem 49
Figura 30 Comparaccedilatildeo das funccedilotildees de background para a amostra moiacuteda por 10 13 16 e
19 horas 50
Figura 31 Formaccedilatildeo da fase amorfa na amostra de Bi3Ni apoacutes 19 horas de moagem 51
Figura 32 Difratograma da amostra moiacuteda 19h em conjunto com os CIFs de o Bi3Ni Bi e Bi2O3 52
Figura 33 Difratograma da amostra moiacuteda 19h e refinada por meacutetodo de Rietveld partindo dos
CIFs do Bi3Ni Bi e Bi2O3 52
Figura 34 Padratildeo observado nos DRX da amostra submetida a aquecimento 54
Figura 35 Padratildeo obtidos no refinamento pelo MR para amostra aquecida a 250 0C 55
Figura 36 Fraccedilotildees de fase em funccedilatildeo da temperatura de realizaccedilatildeo do DRX in situ 56
Figura 37 Padratildeo observado no DRX da amostra em 350 oC em comparaccedilatildeo com o CIF das fases
constituintes 57
Figura 38 Projeccedilatildeo do eixo a e em perspectiva do Bi12NiO19 57
Figura 39 Padratildeo obtidos no refinamento pelo MR para amostra aquecida a 350 0C 58
Figura 40 Fotografia do forno do DRX antes a apoacutes a realizaccedilatildeo das medidas 59
Figura 41 Termograma DSC plotados em conjunto para os diferentes fluxos de calor 60
Figura 42 Espectros DSC com as temperaturas de pico e suas respectivas taxas de aquecimento 60
Figura 43 Graacutefico linear do ln1205911198791198882 versus 1119879119888 61
Figura 44 Difratograma da amostra apoacutes tratamento teacutermico 62
Figura 45 Difratograma da amostra apoacutes tratamento teacutermico em conjunto com os CIFs de Bi
Bi2O3 e Bi12NiO19 63
Figura 46 Padratildeo observado e experimental refinado pelo MR para amostra tratada termicamente 64
Figura 47 Difratogramas das amostras apoacutes tratamento teacutermico e DRX in situ em conjunto
com o CIF do Bi12NiO19 65
7
LISTA DE TABELAS
Tabela 1 Principais variaacuteveis envolvidas no processo de siacutentese mecacircnica 21
Tabela 2 Relaccedilatildeo entre os fatores instrumentais e os efeitos sobre os picos de DRX 26
Tabela 3 Correlaccedilotildees e definiccedilotildees para as variaacuteveis envolvidas no refinamento pelo
MR no EXPGUI 33
Tabela 4 Valores de Rwp e 1205362 obtidos nos refinamentos realizados durante o processo de
moagem mecacircnica 47
Tabela 5 Valores de Chi2 e de Rwp obtidos nos refinamentos realizados durante o
processo de aquecimento 55
Tabela 6 Paracircmetros da ceacutelula unitaacuteria da estrutura Bi12NiO19 58
Tabela 7 Fraccedilotildees das fases apoacutes tratamento teacutermico e DRX in situ a 350 oC 63
8
SUMAacuteRIO
DEDICATOacuteRIA 3
AGRADECIMENTOS 6
RESUMO 3
ABSTRACT 4
LISTA DE FIGURAS 5
LISTA DE TABELAS 7
SUMAacuteRIO 8
1 INTRODUCcedilAtildeO 9
2 FUNDAMENTACcedilAtildeO TEOacuteRICA 12
21 O composto Bi3Ni 12
22 Estruturas Cristalinas 15
23 Siacutentese Mecacircnica 17
24 Difraccedilatildeo de Raios X 21
241 Difratocircmetro 24
25 Meacutetodo de Rietveld 26
251 Iacutendices de avaliaccedilatildeo da qualidade do refinamento 30
252 GSAS-EXPGUI 31
25 Calorimetria Diferencial de Varredura 33
3 PROCEDIMENTOS EXPERIMENTAIS 36
31 Produccedilatildeo da Amostra 36
32 Siacutentese Mecacircnica 36
33 Difraccedilatildeo de Raios X 39
34 Refinamento pelo Meacutetodo de Rietveld 41
35 Tratamento Teacutermico 42
36 Calorimetria Diferencial de Varredura (DSC) 43
4 RESULTADOS E DISCUSSOtildeES 44
41 Evoluccedilatildeo estrutural 44
42 Medidas de DRX in situ 53
43 Calorimetria Diferencial de Varredura (DSC) 59
44 Tratamento teacutermico 62
5 CONCLUSAtildeO 66
6 REFEREcircNCIAS 68
9
1 INTRODUCcedilAtildeO
Os materiais nanoestruturados satildeo definidos como materiais policristalinos de fase
simples ou multifaacutesicos com tamanho de gratildeo na ordem de nanocircmetros tipicamente menores
que 100 nm [1]
O estudo e a pesquisa dos materiais nanoestruturados vem nos uacuteltimos anos
despertando interesse na comunidade cientiacutefica Por causa dessas pequenas dimensotildees esses
materiais satildeo estruturalmente caracterizados por uma grande fraccedilatildeo volumeacutetrica de contornos
de gratildeo ou interfaces os quais podem alterar significativamente uma variedade de
propriedades fiacutesicas e quiacutemicas quando comparadas aos materiais cristalinos convencionais
(normalmente denominados bulk) [2]
Pode-se exemplificar essas mudanccedilas nas propriedades fiacutesicas utilizando-se como
exemplo o comportamento do ouro (Au) que apresenta uma reduccedilatildeo em seu ponto de fusatildeo
quando se encontra na forma nanoestruturada Enquanto que na forma de bulk o ouro possui
ponto de fusatildeo de aproximadamente 1064 degC na forma nanomeacutetrica (com cristais menores
que 5 nm) seu ponto de fusatildeo eacute da ordem de 300 degC [3]
Os materiais nanoestruturados podem ser sintetizados de diversas formas como por
exemplo eletrodeposiccedilatildeo [4] spray pyrolysis [5] sol-gel [6] deposiccedilatildeo de vapor fiacutesico [7]
solidificaccedilatildeo raacutepida [8] siacutentese mecacircnica [9] dentre outros As metodologias e teacutecnicas de
siacutentese podem alterar consideravelmente as propriedades dos compostos resultantes isso se
deve ao fato desses materiais nanoestruturados serem metaestaacuteveis e suas propriedades
dependerem do modo de preparaccedilatildeo da variaccedilatildeo do tempo temperatura pressatildeo Em geral
nos materiais nanoestruturados a componente interfacial ou contornos de gratildeo podem
corresponder a ateacute 50 do volume do material [10]
Neste trabalho utilizou-se a teacutecnica de siacutentese mecacircnica (SM) para produccedilatildeo de um
composto contendo bismuto e niacutequel a qual possibilita a produccedilatildeo de nanoestruturados em
temperaturas proacutexima a ambiente obtenccedilatildeo de ligas com elementos de alto ponto de fusatildeo
aleacutem de promover a deformaccedilatildeo plaacutestica das ceacutelulas unitaacuterias
O bismuto eacute um elemento quiacutemico de siacutembolo Bi com nuacutemero atocircmico (Z) igual a 83
e massa atocircmica igual a 2089 gmol Na temperatura ambiente o bismuto encontra-se no estado
soacutelido possuindo temperatura de fusatildeo de aproximadamente 271degC Eacute um elemento pesado
10
fraacutegil trivalente cristalino de coloraccedilatildeo rosaacutecea que se assemelha quimicamente ao arsecircnio e
ao antimocircnio
Eacute o mais diamagneacutetico de todos os metais e com a condutividade teacutermica mais baixa
entre todos os elementos exceto do mercuacuterio De todos os metais eacute o que menos conduz
corrente eleacutetrica O bismuto possui ceacutelula unitaacuteria romboeacutedrica e grupo espacial R-3m
A Figura 1 ilustra a ceacutelula unitaacuteria do Bi projetada nos eixos a b c e em uma perspectiva que
possibilita uma visualizaccedilatildeo tridimensional do elemento [11]
Figura 1 Projeccedilatildeo dos eixos a b c e em perspectiva respectivamente do Bi (ICSD 64703)
O niacutequel eacute um elemento quiacutemico de siacutembolo Ni nuacutemero atocircmico 28 e de massa
atocircmica 587 gmol Na temperatura ambiente encontra-se no estado soacutelido possuindo
temperatura de fusatildeo de aproximadamente 1455degC Eacute um metal de transiccedilatildeo de coloraccedilatildeo
branco-prateada condutor de eletricidade e calor duacutectil e maleaacutevel sendo bastante resistente
a corrosatildeo A amostra utilizada neste trabalho possui ceacutelula unitaacuteria cuacutebica e grupo espacial
Fm-3m A Figura 2 ilustra a ceacutelula unitaacuteria do Ni projetada no eixo a e em uma perspectiva que
possibilita uma visualizaccedilatildeo tridimensional do elemento [11]
Figura 2 Projeccedilatildeo do eixo a e em perspectiva respectivamente do Ni (ICSD 41508)
11
Este trabalho teve como objetivos sintetizar por moagem mecacircnica o composto de
Bi3Ni nanoestruturado realizar o estudo de suas propriedades estruturais antes e apoacutes os
tratamentos teacutermicos As principais teacutecnicas experimentais usadas nesta dissertaccedilatildeo foram a
difraccedilatildeo de raios X (DRX) para acompanhamento da evoluccedilatildeo estrutural da amostra em funccedilatildeo
do tempo de moagem o refinamento dos paracircmetros estruturais pelo meacutetodo de Rietveld
medidas DSC e de DRX in situ para estudar a estabilidade teacutermica bem como o comportamento
estrutural da amostra em funccedilatildeo da temperatura e um tratamento teacutermico para cristalizar a fase
amorfa presente
12
2 FUNDAMENTACcedilAtildeO TEOacuteRICA
21 O composto Bi3Ni
O composto intermetaacutelico Bi3Ni possui estrutura ortorrocircmbica e grupo espacial Pnma
possuindo um arranjo octaeacutedrico onde os aacutetomos de bismuto formam a matriz e os aacutetomos de
niacutequel formam uma cadeia linear [12]
Na Figura 3 projeta-se a ceacutelula unitaacuteria do Bi3Ni nos eixos a b c respectivamente
Figura 3 Projeccedilatildeo dos eixos a b e c do composto Bi3Ni em verde estaacute representado os aacutetomos de
niacutequel cartatildeo ICSD nordm 391336
Na Figura 4 representa-se o arranjo octaeacutedrico da cadeia de Bi3Ni onde eacute possiacutevel
identificar a cadeia linear formada pelo niacutequel
Figura 4 Representaccedilatildeo em perspectiva do arranjo octaeacutedrico da cadeia de Bi3Ni (ICSD 391336)
13
Relata-se na literatura que os principais meacutetodos para a obtenccedilatildeo do composto Bi3Ni
satildeo eletrodeposiccedilatildeo por meio quiacutemico ou solidificaccedilatildeo raacutepida Trabalhos cientiacuteficos
descreveram que a produccedilatildeo da amostra de Bi3Ni ocorreu por fusatildeo dos compostos Bi e Ni num
forno de resistecircncia a 1100 degC durante 3 dias [13]
O composto intermetaacutelico Bi3Ni apresenta supercondutividade a temperatura criacutetica de
41 K e embora essa caracteriacutestica seja conhecida desde 1951 escassos trabalhos tinham sido
publicados ateacute o iniacutecio do seacuteculo XXI As pesquisas no campo da supercondutividade tecircm
produzido a cada dia compostos com maiores temperaturas criticas (Tc) tal fato tem ajudado
os pesquisadores a desvendar os misteacuterios envolvendo a supercondutividade a Tc maiores que
40K [1415]
Novos trabalhos envolvendo as propriedades supercondutoras do Bi3Ni voltaram a ser
objeto de estudo especialmente apoacutes a constataccedilatildeo que alguns materiais quando submetidos a
pressatildeo tem sua temperatura criacutetica aumentada ligas contendo Fe na base de oxypnictides
(classe de material que inclui o oxigecircnio ao 15deg grupo da tabela perioacutedica grupo do nitrogecircnio)
apresentaram Tc de 43 K tal elevaccedilatildeo foi tambeacutem constatada com a substituiccedilatildeo de alguns
elementos na composiccedilatildeo das ligas obtendo-se Tc de 55K (SmFeAsO1-xFx) [16]
Recentemente um composto que contem CeNi08Bi2 passou a ser estudado como
componente na formaccedilatildeo de compostos do grupo de oxypnictides Estudos com espectroscopia
de tunelamento revelaram que o Bi3Ni eacute um supercondutor fortemente ligado [17]
A supercondutividade e o ferromagnetismo dois estados fundamentais da mateacuteria
condensada observam-se como sendo altamente competitivos em quase todos os materiais
Interaccedilotildees predominantemente ferromagneacuteticas destroem a supercondutividade por criarem
uma transiccedilatildeo de fase reentrante como observado nos compostos ErRh4B4 HoMo6S8 Soacute
muitos poucos compostos que foram identificados ateacute agora mostram uma coexistecircncia destes
estados fundamentais concorrentes Dentro desse escasso grupo encontra-se o Bi3Ni
nanoestruturado no qual comprovou-se a coexistecircncia de supercondutividade e
ferromagnetismo [1819]
As propriedades termodinacircmicas do composto Bi-Ni continuam sendo alvo de estudos
Recentemente diversos trabalhos sobre esse tema foram publicados [2021] Esses trabalhos
descrevem a construccedilatildeo de diagramas de fases do Bismuto com os elementos metaacutelicos Fe Cr
e Ni de onde constata-se que a mostra com Fe e Cr tecircm leve solubilidade no Bi Para
14
temperaturas menores que 920 degC a solubilidade de Fe e Cr em Bi(Liacutequido) eacute menor que 10-3 em
at Por sua vez o niacutequel dissolve-se prontamente em Bi(L) O niacutequel eacute o uacutenico componente de
accedilo inoxidaacutevel que faz compostos intermetaacutelicos com Bi [12]
Pesquisas apontam para outras propriedades e aplicaccedilotildees de ligas ternaacuterias contendo os
elementos Bi e Ni A liga BiInNi contendo diversas proporccedilotildees estequiomeacutetricas foi estudada
sob a oacutetica de um possiacutevel potencial desse material como semicondutor [21]
Outra aplicaccedilatildeo recente utilizando o composto de bismuto e niacutequel vem despertando o
interesse tecnoloacutegico Sabe-se que esforccedilos crescentes tecircm sido realizados na busca por soldas
livres de chumbo adequadas devido agrave influecircncia prejudicial do chumbo ao ambiente e a sauacutede
humana As ligas agrave base de Sn com diferentes aditivos como Ag Bi Cu In Sb e Zn satildeo
potenciais candidatos como soldas livres de chumbo As ligas Sn-Bi com baixo ponto de fusatildeo
satildeo desenvolvidas para soldar os componentes sensiacuteveis agrave elevadas temperaturas [22]
Na Figura 5 apresenta-se o diagrama de fases do sistema Bi-Ni [23] Verifica-se que a
temperatura de fusatildeo do composto Bi3Ni em funccedilatildeo da maior quantidade de bismuto eacute menor
que a do composto BiNi
Figura 5 Diagrama de Fases Bi-Ni [23]
15
22 Estruturas Cristalinas
A estrutura dos materiais soacutelidos eacute resultado da natureza de suas ligaccedilotildees quiacutemicas a
qual define a distribuiccedilatildeo espacial de seus aacutetomos iacuteons ou moleacuteculas Parte dos materiais
comumente aplicados na engenharia exibe um arranjo geomeacutetrico de seus aacutetomos bem definido
constituindo assim uma estrutura cristalina Os materiais cristalinos independentemente do tipo
de ligaccedilatildeo que possuem satildeo aqueles que apresentam estrutura atocircmica tridimensional perioacutedica
de longo alcance
A partir da definiccedilatildeo de estrutura cristalina como sendo um conjunto de posiccedilotildees
atocircmicas iocircnicas ou moleculares repetitivas pode-se descrever o cristal partindo-se de uma
estrutura baacutesica que se repete ao longo de toda estrutura Essa estrutura denominada ceacutelula
unitaacuteria pode ser definida como a menor porccedilatildeo do cristal que ainda conserva as propriedades
originais dele Para definir a ceacutelula unitaacuteria adota-se valores especiacuteficos que satildeo associados agraves
unidades de medidas dos eixos de referecircncia e aos acircngulos entre esses eixos definidos como
paracircmetros de rede
Define-se entatildeo os sistemas cristalinos que incluem todas as possiacuteveis geometrias de
divisatildeo do espaccedilo por superfiacutecies planas continuas Soacute existem 7 tipos de sistemas cristalinos
que preenchem totalmente o espaccedilo Entretanto os sistemas cristalinos satildeo apenas entidades
geomeacutetricas Quando ldquocoloca-serdquo aacutetomos dentro desses sistemas formam-se redes
cristalinas[24]
Em 1848 o francecircs August Bravais demonstrou ser possiacutevel geometricamente a
construccedilatildeo de 14 tipos de ceacutelulas unitaacuterias isto eacute todas as redes cristalinas possiacuteveis podem
ser geradas por 14 tipos de ceacutelulas Essas redes satildeo chamadas redes de Bravais
Na Figura 6 pode-se identificar os 7 tipos de sistemas cristalinos (cuacutebico tetragonal
ortorrocircmbico romboeacutedrico monocliacutenico hexagonal e tricliacutenico) e as configuraccedilotildees possiacuteveis
para esses sistemas formando as 14 redes de Bravais [24]
16
Figura 6 As 14 redes de Bravais [24]
Os cristais podem ser classificados segundo os grupos pontuais de operaccedilotildees de simetria
que une suas faces Os grupos pontuais ou classes cristalinas representam a simetria ou
combinaccedilotildees de simetria que levam a um padratildeo de repeticcedilatildeo distinto Toda e qualquer
moleacutecula pode ser classificada em um dos 32 grupos pontuais possiacuteveis
Os 32 grupos pontuais possiacuteveis satildeo formados pelos 10 elementos baacutesicos de simetria e
mais 22 combinaccedilotildees entre estes Apenas 22 combinaccedilotildees satildeo possiacuteveis pois muitas levam a
repeticcedilotildees de simetria e outras satildeo incompatiacuteveis com a simetria cristalina ou seja os elementos
de simetria natildeo podem ser combinados arbitrariamente [24]
17
Uma vez que as operaccedilotildees de simetria de cada um dos 32 grupos pontuais
cristalograacuteficos satildeo aplicadas as 14 redes de Bravais tem-se 230 grupos espaciais que
descrevem de maneira uniacutevoca todo o arranjo de objetos idecircnticos dispostos num reticulo
perioacutedico infinito
23 Siacutentese Mecacircnica
Do ponto de vista termodinacircmico um cristal perfeito (um soacutelido livre de defeitos
estruturais fora do equiliacutebrio) eacute o soacutelido que apresenta a menor energia livre de Gibbs e suas
propriedades fiacutesicas satildeo bem determinadas Poreacutem na natureza eacute difiacutecil encontrar cristais livres
de defeitos Esses somente satildeo sintetizados em laboratoacuterios sob condiccedilotildees extremamente
controladas Eacute conhecido que as propriedades fiacutesicas de cristais possuindo defeitos apresentam
desvios em relaccedilatildeo agraves medidas para os cristais perfeitos Esses desvios satildeo tatildeo maiores quanto
maior for a concentraccedilatildeo de defeitos Uma variaccedilatildeo tambeacutem eacute verificada na energia livre de
Gibbs pois sabe-se que centros de defeitos armazenam energia em soacutelidos [2]
A siacutentese mecacircnica (SM) eacute uma teacutecnica de moagem de um mono poacute ou de uma mistura
de dois ou mais poacutes de um composto Eacute comum encontrar na literatura outro termo utilizado
para designar o tratamento de partiacuteculas em poacute no moinho de alta energia Normalmente
associa-se o termo siacutentese mecacircnica ou Mechanical Alloying (MA) ao processo no qual a
mistura de poacutes eacute moiacuteda em conjunto onde a transferecircncia de material que estaacute envolvida tem o
objetivo de se obter uma liga homogecircnea Por outro lado a moagem de poacutes tais como metais
puros onde a transferecircncia de material natildeo eacute necessaacuteria para a homogeneizaccedilatildeo denomina-se
simplesmente moagem mecacircnica ou Mechanical Milling (MM) [9]
De maneira praacutetica pode-se descrever o processo de siacutentese mecacircnica como a
colocaccedilatildeo da amostra no recipiente especiacutefico (normalmente chamado de jarro de moagem)
juntamente com esferas (preferencialmente do mesmo material que o recipiente) a realizaccedilatildeo
da selagem do recipiente para alguns materiais com o intuito de evitar a oxidaccedilatildeo ou ateacute
mesmo contaminaccedilatildeo realiza-se esse procedimento em um ambiente fechado (glove box) com
um gaacutes inerte e finalizando o processo tem-se a fixaccedilatildeo do recipiente no moinho e o iniacutecio do
processo de moagem [9]
18
Pode-se dividir fisicamente o processo de siacutentese mecacircnica de materiais em 4 estaacutegios
bem distintos [25]
I - Estaacutegio inicial as partiacuteculas satildeo deformadas plasticamente assumindo uma forma achatada
A ductilidade do material e energia fornecida no processo de moagem refletem diretamente na
intensidade dessa alteraccedilatildeo O acreacutescimo da aacuterea de superfiacutecie aumenta progressivamente a
probabilidade de soldagem a frio dessas partiacuteculas gerando um aumento do tamanho meacutedio da
partiacutecula
II ndash Segundo Estaacutegio as partiacuteculas satildeo soldadas a frio e requebradas favorecendo a formaccedilatildeo
de um poacute muito fino Eacute neste estaacutegio que ocorre tambeacutem a formaccedilatildeo de partiacuteculas compostas
denominadas de agregados Com o acuacutemulo de deformaccedilatildeo plaacutestica haacute um aumento do
encruamento e da resistecircncia mecacircnica das partiacuteculas Essa situaccedilatildeo aumenta a probabilidade
de fratura das partiacuteculas ou agregados
III ndash Terceiro Estaacutegio nesta fase um certo ldquoequiliacutebriordquo entre os processos de fratura e de
soldagem a frio eacute alcanccedilado Observa-se tambeacutem que as partiacuteculas alcanccedilam um tamanho fixo
Entretanto a energia livre de Gibbs continua a aumentar ateacute alcanccedilar uma saturaccedilatildeo
IV ndash Quarto Estagio eacute caracterizado pelo refinamento da microestrutura desses agregados
Na Figura 7 estatildeo ilustrados os quatro estaacutegios do processo de Siacutentese Mecacircnica
Figura 7 Representaccedilatildeo das fases presentes no processo de SM [25]
19
Eacute bem conhecido que a natureza procura estados fiacutesicos com a menor variaccedilatildeo da
energia livre de Gibbs Assim as substacircncias sob moagem mecacircnica podem ser transformadas
em novas substacircncias ou mudarem de fases cristalograacuteficas visando alcanccedilar esses estados de
menor energia Sabe-se que tais mudanccedilas envolvem determinados mecanismos fiacutesicos como
por exemplo difusatildeo atocircmica atraveacutes de contornos de gratildeos Os mecanismos fiacutesicos envolvidos
no processo SM ainda natildeo satildeo completamente entendidos [9]
Do ponto de vista estrutural cada poacute constituindo a mistura pode ser visto como sendo
formado por duas componentes uma cristalina que eacute sua estrutura cristalograacutefica original e
outra formada pelos centros de defeitos que eacute chamada de componente interfacial Em geral
nos materiais nanoestruturados a componente interfacial ou contornos de gratildeo podem
corresponder a ateacute 50 do volume do material [10]
A Figura 8 ilustra esquematicamente os cristalitos formado por ciacuterculos pretos e o
contorno de gratildeo por ciacuterculos brancos
Figura 8 Modelo de um material nanomeacutetrico Os ciacuterculos pretos e brancos representam
respectivamente a componente cristalina e a interfacial [10]
Embora a sistemaacutetica de preparaccedilatildeo e execuccedilatildeo da SM pareccedila ser simples o processo
possui diversas variaacuteveis que satildeo determinantes na qualidade e nas caracteriacutesticas do produto
final
A dimensatildeo das esferas utilizadas no processo interfere na eficiecircncia de moagem
Esferas grandes otimizam o processo desde que associadas a uma velocidade que permita a
20
transferecircncia da energia de impacto as partiacuteculas do poacute Aleacutem da dimensatildeo a massa das esferas
tambeacutem influencia no resultado final
A BPR (ball-to-powder weight ratio) ou razatildeo entre a massa das esferas e a massa do
poacute possui um efeito significante no tempo necessaacuterio para alcanccedilar uma fase particular na
amostra que estaacute sendo moiacuteda A BPR eacute inversamente proporcional ao tempo exigido na
moagem os valores de BPR podem variar de 11 ateacute valores de 220 1 Contudo BPR muito
grande pode gerar reaccedilotildees indesejaacuteveis como aumento na geraccedilatildeo de calor o que afetaria a
constituiccedilatildeo do poacute [2627]
A velocidade de rotaccedilatildeo do moinho estaacute diretamente associada agrave energia aplicada
atraveacutes de colisotildees das esferas com a amostra assim como na temperatura de processo da SM
Cada moinho possui uma velocidade criacutetica que define a otimizaccedilatildeo do desempenho do
processo Dessa forma deve-se analisar o quanto pode ser vantajoso ou prejudicial uma
temperatura elevada durante o processo da SM
Em alguns casos onde a difusatildeo eacute exigida para promover a homogeneizaccedilatildeo eou fusatildeo
do poacute pode ser vantajosa a elevaccedilatildeo da temperatura Poreacutem em outros casos o aumento da
temperatura pode acelerar o processo de transformaccedilatildeo e resultar na decomposiccedilatildeo de soluccedilotildees
soacutelidas supersaturadas ou outras fases metaestaacuteveis formadas durante a moagem tornando-se
uma desvantagem [26 27]
O paracircmetro mais importante para otimizaccedilatildeo do processo de siacutentese mecacircnica eacute a
determinaccedilatildeo do tempo de execuccedilatildeo Normalmente o tempo de moagem eacute escolhido com o
propoacutesito de conseguir um estado intermediaacuterio entre os estados de fratura e a fusatildeo a frio das
partiacuteculas do poacute A determinaccedilatildeo do tempo seraacute feita com base em vaacuterios paracircmetros como os
anteriormente mencionados Por isso eacute importante considerar que o niacutevel de contaminaccedilatildeo
pode aumentar e algumas fases indesejaacuteveis podem ser formadas quando o poacute eacute moiacutedo por
tempos maiores que o necessaacuterio [27]
A descriccedilatildeo das variaacuteveis adotadas durante o processo de SM eacute fundamental para
garantir a reprodutibilidade bem como para o estudo das influencias que cada paracircmetro pode
exercer sobre as caracteriacutesticas da amostra apoacutes o termino do processo [282930]
Assim apresenta-se na tabela 1 os principais paracircmetros relacionados a
reprodutibilidade do processo de siacutentese mecacircnica
21
Tabela 1 Principais variaacuteveis envolvidas no processo de siacutentese mecacircnica
24 Difraccedilatildeo de Raios X
A difraccedilatildeo de Raios X (DRX) eacute uma teacutecnica poderosa utilizada principalmente quando
se deseja realizar a caracterizaccedilatildeo estrutural de materiais Entretanto sua aplicaccedilatildeo eacute bem mais
ampla e versaacutetil sendo utilizada tambeacutem em aacutereas como a fiacutesica quiacutemica geologia
biotecnologia
Os raios X possuem energia suficiente para penetrarem nos soacutelidos e dessa forma se
mostram apropriados para investigarem estruturas internas Pode-se gerar raios X em
laboratoacuterio tanto pela desaceleraccedilatildeo dos eleacutetrons num alvo metaacutelico quanto pela excitaccedilatildeo dos
eleacutetrons dos aacutetomos alvo O primeiro processo fornece um espectro continuo e largo o segundo
fornece linhas acentuadas no espectro O meacutetodo normalmente utilizado nos equipamentos de
laboratoacuterio consiste em gerar os raios X fazendo com que um eleacutetron de alta energia gerado no
caacutetodo do tubo catoacutedico colida com um alvo metaacutelico acircnodo [31]
O feixe de raios X possui comprimento de onda (λ) caracteriacutestico que varia de acordo
com o material do acircnodo Para aplicaccedilotildees em cristalografia os comprimentos de onda mais
utilizados variam de 05 a 25 Ǻ Tal fato se justifica em virtude da proximidade desses valores
as menores distancias interatocircmicas observadas em materiais orgacircnicos e inorgacircnicos
PARAcircMETROS ENVOLVIDOS NO PROCESSO
1 Tipo de moinho usado
2 Tipo e material dos recipientes de moagem
3 Velocidade de moagem
4 Tempo de moagem
5 A BPR
6 Atmosfera de moagem
7 Agentes de controle de processo
8 Temperatura de moagem
22
O processo fiacutesico de espalhamento de difraccedilatildeo de raios X eacute o espalhamento elaacutestico dos
foacutetons pelos aacutetomos do material analisado que estatildeo dispostos na rede cristalina O
espalhamento ocorre quando o feixe de raios X atinge as nuvens eletrocircnicas que formam os
planos de um soacutelido cristalino em um determinado acircngulo onde uma porccedilatildeo da radiaccedilatildeo eacute
espalhada pela camada de aacutetomos superficiais e a outra parte do feixe natildeo espalhada penetra
na segunda camada de aacutetomos onde outra fraccedilatildeo eacute espalhada e o restante passa para terceira
camada e assim sucessivamente [3132] Pode-se observar uma representaccedilatildeo desse fenocircmeno
na Figura 9
Figura 9 Representaccedilatildeo geomeacutetrica da Lei de Bragg [28]
A teoria baacutesica que define o estudo de materiais cristalinos por difraccedilatildeo de raios X
baseia-se no princiacutepio de que as distribuiccedilotildees espaciais dos eleacutetrons no material definem
diferentes planos atocircmicos portanto esses planos atocircmicos espalham os raios X ndash vistos como
ondas ndash causando interferecircncia construtiva e destrutiva que se manifestam no padratildeo de raios
X como maacuteximos e miacutenimos respectivamente [33]
A ocorrecircncia de maacuteximos e miacutenimos pode ser explicada utilizando-se a Lei de Bragg
Utilizando o auxiacutelio geomeacutetrico da Figura 9 pode-se verificar que o caminho oacutetico percorrido
pelos raios X incidentes no primeiro plano do material eacute diferente do caminho percorrido pelos
feixes refratados no segundo plano A diferenccedila de caminho (δ) pode ser descrita como
δ = 2dhkl119904119890119899120579 (1)
Essa diferenccedila de percurso gera uma diferenccedila de fase (∆120593) entre as ondas refletidas que pode
ser expressa por
23
∆120593 = 2120587 δλfrasl (2)
onde λ eacute o comprimento de onda do feixe de raios X incidente Para um cristal perfeito e infinito
haveraacute interferecircncia construtiva somente quando δ = nλ onde n eacute um nuacutemero inteiro
Dessa forma a condiccedilatildeo para ocorrecircncia de interferecircncia construtiva pode ser expressa como
2119889ℎ119896119897119904119890119899120579 = 119899 λ (3)
Essa relaccedilatildeo eacute conhecia como a Lei de Bragg
Desse modo se o cristal for rotacionado cada conjunto de planos iraacute difratar a radiaccedilatildeo
quando o valor de 2dsenθ satisfizer a equaccedilatildeo Assim os dados de difraccedilatildeo satildeo coletados para
o cristal como um todo O arranjo de feixes difratados considerados em conjunto eacute
denominado padratildeo de difraccedilatildeo de cristal Se o material analisado estiver na forma de um poacute
de pequenos cristalitos aleatoriamente arranjados cada cristalito iraacute produzir seu proacuteprio padratildeo
de difraccedilatildeo [34]
Um ponto importante a ser considerado eacute que a intensidade determinada
experimentalmente definida como a intensidade total de cada difraccedilatildeo e que corresponde as
aacutereas delimitadas pelas respectivas curvas eacute maior que a prevista pela Lei de Bragg Tal
diferenccedila entre o padratildeo real e o previsto por Bragg reside no fato de o cristal natildeo ser perfeito
e nem infinito aleacutem dos feixes de raios X natildeo serem totalmente monocromaacuteticos e a radiaccedilatildeo
incidente natildeo corresponder a feixes perfeitamente paralelos Por tudo isso ao se observar um
padratildeo de raios X verifica-se que os picos possuem a forma de uma funccedilatildeo Gaussiana e natildeo a
de uma funccedilatildeo delta como previsto pela lei de Bragg Assim para valores ligeiramente
diferentes dos acircngulos de Bragg ocorreraacute tambeacutem difraccedilatildeo [35]
Se o material analisado for um liacutequido ou um soacutelido natildeo cristalino (amorfo) o padratildeo
obtido se caracteriza por uma quase completa ausecircncia de periodicidade uma certa ordem
apenas a pequenas distacircncias (de curto alcance) e uma preferecircncia estatiacutestica para uma distacircncia
interatocircmica particular Como consequecircncia os padrotildees tendem a possuir apenas um ou dois
picos alargados
Na Figura 10 ilustra-se as diferenccedilas tiacutepicas observadas nos padrotildees de difraccedilatildeo para
amostras de um cristal perfeito (A) um cristal real (B) e um liquido ou material amorfo (C)
24
Figura 10 Padratildeo de difraccedilatildeo para Cristal perfeito cristal real e liquido ou amorfo respectivamente
O estudo da direccedilatildeo e da intensidade do feixe difratado eacute importante pois permite obter
conclusotildees sobre o fator de estrutura de materiais cristalinos e de materiais amorfos As
intensidades relativas da difraccedilatildeo de estruturas cristalinas dependem do conteuacutedo da ceacutelula
unitaacuteria quanto ao nuacutemeros de eleacutetrons nos aacutetomos posiccedilotildees atocircmicas e da distribuiccedilatildeo
eletrocircnica nos aacutetomos Tem-se entatildeo o fator de estrutura que estaacute diretamente relacionado com
a intensidade das ondas espalhadas no fenocircmeno de difraccedilatildeo em materiais
241 Difratocircmetro
O difratocircmetro eacute constituiacutedo basicamente por um tubo de raios X um porta amostra
onde se incide a radiaccedilatildeo e um detector moacutevel Nos equipamentos modernos a geometria de
Bragg-Brentano se manteacutem com a diferenccedila de que a amostra permanece na posiccedilatildeo horizontal
podendo se movimentar apenas quando se utiliza um sistema de rotaccedilatildeo horizontal sobre o eixo
da amostra Nessa geometria um feixe de radiaccedilatildeo monocromaacutetica incide na amostra em forma
de poacute rotacionada de um acircngulo θ enquanto os dados satildeo coletados por um detector que se
move de 2θ [3637]
Uma representaccedilatildeo esquemaacutetica do funcionamento de um difratocircmetro pode ser vista
na Figura 11 Neste esquema verifica-se que o feixe de Raios X gerado pela fonte (A) sai do
tubo passando pela janela de beriacutelio em forma de uma linha O mesmo passa pela fenda soller
de placas paralelas passando em seguida pela fenda divergente e pela maacutescara que controlam
25
a aacuterea dos Raios X que incidem sobre a amostra (B) O feixe difratado passa pelas fendas anti-
espalhamento de recebimento e soller incidindo no detector (C) apoacutes passar por um
monocromador [353637]
Figura 11 Representaccedilatildeo esquemaacutetica de um Difratocircmetro [35]
As fendas soller tecircm como funccedilatildeo diminuir a divergecircncia axial de um feixe de raios X
A fenda divergente eacute utilizada para limitar a divergecircncia lateral do feixe de raios X de modo
que a superfiacutecie da amostra receba o maacuteximo possiacutevel da radiaccedilatildeo e ao mesmo tempo a
irradiaccedilatildeo do porta amostra seja evitada A maacutescara tem a funccedilatildeo de limitar a aacuterea linear
iluminada sobre a amostra [3839]
O feixe difratado eacute normalmente expresso atraveacutes de picos que se destacam do
background (ou linha de base) registrados num difratograma de intensidade versus o acircngulo
2θ As intensidades obtidas em acircngulos 2θ representadas atraveacutes dos picos nos difratogramas
correspondem agrave difraccedilatildeo do feixe incidente por um determinado conjunto de planos do cristal
que possuem mesma distacircncia interplanar cada qual com iacutendices de Miller hkl (reflexotildees hkl)
A intensidade a posiccedilatildeo angular (2θ) ou distacircncia interplanar (d) e o perfil satildeo as informaccedilotildees
obtidas de cada pico Cada composto cristalino apresenta um padratildeo difratomeacutetrico
caracteriacutestico permitindo sua identificaccedilatildeo atraveacutes das posiccedilotildees angulares e intensidades
relativas dos picos difratados [3639]
Na tabela 2 apresentam-se alguns fatores instrumentais e seus efeitos sobre as posiccedilotildees
forma e larguras dos picos de difraccedilatildeo [414243]
26
Tabela 2 Relaccedilatildeo entre os fatores instrumentais e os efeitos sobre os picos de DRX
25 Meacutetodo de Rietveld
O fiacutesico holandecircs Hugo M Rietveld desenvolveu em 1969 um meacutetodo para refinar
estruturas cristalinas a partir de modelos teoacutericos e de padrotildees de raios X (DRX) ou de necircutrons
[44 45]
O modelo matemaacutetico utilizado no Meacutetodo de Rietveld (MR) refina os perfis teoacutericos
dos picos de difraccedilatildeo de forma que estes perfis se aproximem dos perfis medidos O refinamento
possibilita determinar as propriedades cristalograacuteficas do material analisado como por
exemplo orientaccedilotildees preferenciais (textura) em alguns casos o tamanho meacutedio e a
microdeformaccedilatildeo de cristalitos e as dimensotildees da cela unitaacuteria [44]
Para executar o refinamento de estruturas o MR faz comparaccedilotildees do perfil real de uma
amostra (o observado ou experimental) com espectros teoacutericos calculados a partir de misturas
hipoteacuteticas de fases (o calculado) Compara-se pontualmente os valores obtidos atraveacutes da
diferenccedila entre as intensidades
Os valores satildeo ajustados utilizando-se o meacutetodo dos miacutenimos quadrados ateacute se
conseguir a melhor concordacircncia possiacutevel do padratildeo experimental com o calculado [46]
A diferenccedila entre as intensidades isto eacute a quantidade minimizada no refinamento eacute dada
pela seguinte expressatildeo
Sy = sum 120596119894(119910119894 minus 119910119888119894)2
119894 (4)
FATOR INSTRUMENTAL EFEITO SOBRE O PICO
Alinhamento e colimaccedilatildeo do feixe Afeta na largura e simetria dos picos
Excentricidade da amostra Influecircncia a largura e posiccedilatildeo dos picos
Planaridade da superfiacutecie da
amostra Produz assimetria dos picos em baixos acircngulos
Absorccedilatildeotransparecircncia da amostra Causa deslocamento dos picos alargamento e assimetria
principalmente em amostras com coeficientes de absorccedilatildeo
Tamanho das partiacuteculas e micro
deformaccedilatildeo da rede Causa variaccedilatildeo na largura e forma dos picos
27
Onde 120596119894 representa a intensidade observada no i-eacutesimo ponto (sendo expresso por 120596119894 =
1 119910119894frasl ) e 119910119894 representa a intensidade observada e 119910119888119894 a intensidade calculada [46]
As medidas precisas de intensidades dadas em intervalos de 2θ o incremento de 2θ
constante um modelo inicial proacuteximo a estrutura real da amostra satildeo alguns requisitos que
devem ser analisados antes de se iniciar o refinamento
Deve-se ficar claro que o MR natildeo se trata de um software os programas satildeo utilizados
para realizar os caacutelculos matemaacuteticos requeridos pelo meacutetodo Existem diversos programas
computacionais que usam o MR dentre eles o pacote de programas GSAS (General Structure
Analysis System) [47] e o EXPGUI [48]
Para se descrever o formato dos picos de DRX de materiais nanoestruturados
recomenda-se utilizar a funccedilatildeo perfil pseudo-Voigt de Thompson-Cox-Hasting modificada
(funccedilatildeo de perfil CW 4 no pacote GSAS [47]) que considera o modelo anisotroacutepico de Stephens
e efeitos de textura [4950]
Nesta funccedilatildeo de perfil a largura a meia altura (FWHM) das partes gaussiana (ΓG) e
Lorentziana (ΓL) eacute expressa da seguinte forma
Γ119866 = [(119880 + (1 minus 120578)2119889ℎ1198961198974 Γ119878
2(ℎ119896119897))1199051198861198992120579 + 119881119905119886119899120579 + 119882 +119875
1198881199001199042120579]
12
(5)
e
Γ119871 = 120578119889ℎ1198961198972 Γ119878(ℎ119896119897) 119905119886119899120579 +
119883+119883119890119888119900119904120601
119888119900119904120579 (6)
Onde dhkl eacute a distacircncia entre os planos da rede e θ eacute o acircngulo de Bragg Na parte gaussiana os
paracircmetros V e W dependem dos instrumentos Os paracircmetros P e o termo X + Xecosφ
descrevem respectivamente as contribuiccedilotildees Gaussianas e Lorentzianas para o tamanho de
cristalito Os paracircmetros P e X correspondem ao tamanho de cristalito isotroacutepico enquanto Xe
expressa efeitos de tamanho de cristalito anisotroacutepicos φ eacute o acircngulo entre o vector de reflexatildeo
e o seu respectivo eixo de ampliaccedilatildeo
O paracircmetro de tensatildeo isotroacutepica U e o paracircmetro de tensatildeo anisotroacutepica ΓS (hkl)
expressam o alargamento de pico causado por deformaccedilotildees na rede cristalina ΓS (hkl) eacute uma
28
funccedilatildeo do alargamento (hkl) e depende da simetria de cristal [4950] O paracircmetro η eacute um
coeficiente de mistura que determina as contribuiccedilotildees do alargamento gaussiano (η = 0) e
Lorentziano (η = 1)
O tamanho de cristalito aparente pode ser determinado pela formula de Scherrer
Considerando o refinamento de todos esses paracircmetros para ajustar as larguras de linha e
assumindo que a contribuiccedilatildeo da distribuiccedilatildeo de tamanho de cristalitos eacute anisotroacutepica isto eacute
fazendo P = 0 na equaccedilatildeo 5 pode-se calcular o tamanho de cristalito (lang119889rang) pela seguinte foacutermula
[52]
lang119889rang =(18000119870120582)
119871119909120587 (7)
Considerando tambeacutem que as microtensotildees satildeo isotroacutepicas e fazendo ΓS (hkl) =0 na
equaccedilatildeo 6 pode-se calcular seu percentual pela foacutermula contida no Manual do GSAS [52]
assim a microdeformaccedilatildeo (ε) pode ser expressa por
120576 =120587
18000radic(81198971198992)(119866119880 minus 119866119880119900)100 (8)
Onde GUo eacute o valor previamente obtido do material padratildeo utilizado na calibraccedilatildeo do
equipamento Os valores obtidos para a amostra padratildeo satildeo considerados como iniciais para
paracircmetros ajustaacuteveis e mantidos fixos para os demais durante o ajuste de difratogramas de
amostras em estudo [53]
Durante o refinamento pelo meacutetodo de Rietveld um conjunto de paracircmetros varaacuteveis eacute
calculado e refinado em relaccedilatildeo aos dados digitalizados do difratograma abaixo apresenta-se
um breve detalhamento desses paracircmetros [414243]
29
1- Fator de escala corresponde agrave correccedilatildeo de proporcionalidade entre o padratildeo
difratomeacutetrico calculado e o observado
2- Linha de base (background) eacute corrigida a partir de dados coletados no proacuteprio
difratograma e da interpolaccedilatildeo entre estes pontos Eacute importante conhecer o
comportamento da linha de base jaacute que esta fornece informaccedilotildees a respeito da presenccedila
de fases amorfas na amostra e pode ser incluiacuteda em uma rotina de quantificaccedilatildeo das
fases envolvidas
3- Perfil de pico conjunto de funccedilotildees analiacuteticas em que se modelam efeitos relacionados
ao perfil Algumas equaccedilotildees analiacuteticas satildeo propostas para corrigir estes efeitos como
as equaccedilotildees Gaussiana Lorentziana e de assimetria
4- Paracircmetros da ceacutelula Podem ser corrigidos pela Lei de Bragg (nλ=2dsenθ) onde o
espaccedilamento d estaacute relacionado aos iacutendices de Miller e portanto aos paracircmetros de
ceacutelula (a b c α β γ) A indexaccedilatildeo dos picos eacute feita levando-se em conta os paracircmetros
da ceacutelula e a intensidade calculada o que mostra certa vantagem em relaccedilatildeo a teacutecnicas
convencionais pois todos os paracircmetros que influenciam na discrepacircncia dos valores
de d satildeo refinados conjuntamente com os das intensidades
5- Fator de estrutura os paracircmetros variaacuteveis deste fator satildeo posiccedilotildees atocircmicas fatores
de temperatura isotroacutepicos ou anisotroacutepicos e o nuacutemero de ocupaccedilatildeo
6- Deslocamento paracircmetros de correccedilatildeo dos deslocamentos devido agrave fuga do ponto focal
da oacuteptica do difratocircmetro
7- Orientaccedilatildeo preferencial correccedilatildeo de problemas gerados na preparaccedilatildeo de amostra
Trabalhos da literatura mostram que a reduccedilatildeo computacional da orientaccedilatildeo preferencial
tem eficiecircncia limitada daiacute a preocupaccedilatildeo em controlar este efeito durante a preparaccedilatildeo
da amostra
30
251 Iacutendices de avaliaccedilatildeo da qualidade do refinamento
A qualidade do refinamento deve ser verificada atraveacutes de indicadores estatiacutesticos
numeacutericos que satildeo utilizados durante o processo iterativo (caacutelculos) e apoacutes o teacutermino deste
para aferir se o refinamento estaacute se procedendo de modo satisfatoacuterio [46]
Os refinamentos realizados no software GSAS [47] devem ser acompanhados no que
diz respeito a convergecircncia ao miacutenimo global por iacutendices de confiabilidade para julgar a
qualidade dos mesmos dentre eles o Rwp (R ponderado) e o 1205362 chamado de ldquogoodnees of fit
os quais estatildeo relacionados com o perfil do difratograma [46]
O Rwp eacute expresso por
119877119908119901 = ( radicsum 120596119894(119910119894minus 119910119888119894)2
119894
sum 120596119894(119910119894)2119894
) 119909 100 (9)
O denominador do Rwp eacute a funccedilatildeo de minimizaccedilatildeo (equaccedilatildeo 4) Esse eacute o iacutendice que deve
ser analisado para verificar se o refinamento estaacute convergindo Se o valor de Rwp estaacute
diminuindo entatildeo o refinamento estaacute sendo bem-sucedido Bons refinamentos fornecem
valores de Rwp da ordem de 2 a 10 tipicamente se encontram entre 10 e 20 [46]
O Rexp eacute o valor estatisticamente esperado sendo expresso conforme [54]
119877119890119909119901 = [(119873minus119875)
sum 119908119894(119910119894(119900119887119904))sup2]
12frasl
(10)
Por sua vez o 1205362 eacute definido como
1205942 = 119877119908119901
119877119890119909119901 (11)
Trata-se de um iacutendice frequentemente utilizado estando relacionado agrave qualidade do
ajuste entre o difratograma calculado e o observado Espera-se que seu valor seja equivalente a
10 em um refinamento perfeito sendo que na praacutetica valores em torno de 50 caracterizam
refinamentos otimizados [43] O Rexp utilizado para se determinar o valor de 1205362 eacute o valor
estatisticamente esperado para o Rwp
31
252 GSAS-EXPGUI
O diagrama de blocos da Figura 12 descreve os procedimentos a serem seguidos para se
iniciar um refinamento no software EXPGUI [48]
Figura 12 Diagrama de blocos com ordem dos procedimentos para iniacutecio do refinamento no EXPGUI
Iniciar o programa
Adicionar as fases
Inserir o Difratograma Experimental
Inserir o arquivo PRM
Escolha da funccedilatildeo de background
powpref
genles
Abertura do programa com criaccedilatildeo de um novo arquivo referente ao
refinamento que seraacute iniciado
A adiccedilatildeo das fases presentes na amostra normalmente utiliza-se arquivos
com as informaccedilotildees cristalograacuteficas com a extensatildeo cif
Insere-se o arquivo contendo o difratograma experimental (com a extensatildeo
gsas)
Inserir o PRM O arquivo PRM conteacutem informaccedilotildees instrumentais do
difratocircmetro utilizado como por exemplo o nome do difratocircmetro o
comprimento de onda da radiaccedilatildeo utilizada a polarizaccedilatildeo e os paracircmetros de
perfil relacionados ao alargamento instrumental
O passo seguinte eacute a escolha da funccedilatildeo de background e o nuacutemero de termos
que se iraacute utilizar O programa dispotildee de 8 tipos de funccedilotildees background Na
sequecircncia deve-se escolher a funccedilatildeo de perfil que iraacute modelar os picos de
difraccedilatildeo O GSAS possui cinco funccedilotildees Nesse trabalho utilizou-se a funccedilatildeo
nuacutemero 4
Preparar e carregar os dados
Prepara para rodar os ciclos de refinamento
32
Concluiacutedo os processos descritos na Figura 12 inicia-se o refinamento dos paracircmetros
vale ressaltar que a utilizaccedilatildeo da funccedilatildeo perfil pseudo-Voigt de Thompson-Cox-Hasting
modificada embora seja mais interessante para refinamentos de estruturas ela pode apresentar
alguma complicaccedilatildeo devido agrave grande quantidade de paracircmetros altamente correlacionados (GU
GV GW GP LX) que tornam a convergecircncia um desafio agrave paciecircncia
Entretanto a sua aplicaccedilatildeo pode ser significativamente simplificada se um refinamento
preacutevio de uma amostra padratildeo for realizado e os paracircmetros instrumentais obtidos forem
usados como paracircmetros iniciais para o refinamento do material desejado [46]
Na Figura 13 apresenta-se um print da interface do EXPGUI Durante os procedimentos
de refinamento
Figura 13 Interface do EXPGUI para refinamento dos paracircmetros
Para refinamento dos paracircmetros o conhecimento da correlaccedilatildeo de cada fator torna mais
faacutecil o sucesso e a qualidade final do refinamento Escolhendo-se a funccedilatildeo de perfil 4 tem-se as
seguintes correlaccedilotildees mostradas na tabela 3
33
Tabela 3 Correlaccedilotildees e definiccedilotildees para as variaacuteveis envolvidas no refinamento pelo MR no EXPGUI
PARAcircMETRO CORRELACcedilAtildeO NO MODELO REFINADO
GV e GW Definem a largura da gaussiana relacionada ao alargamento instrumental
GU Define a largura da gaussiana relacionada agrave micro deformaccedilatildeo da rede
GP Define a largura da gaussiana relacionada ao tamanho de cristalito
LX Define a largura da lorentziana relacionada ao tamanho de cristalito
PTEC Avalia a anisotropia do tamanho de cristalito relacionada ao alargamento de
Lorentz
SHKL Define a micro deformaccedilatildeo da rede relacionada ao alargamento de Lorentz Seu
nuacutemero de termos depende da simetria de Laue
TRNS Descreve a profundidade de penetraccedilatildeo dos raios X em uma amostra
SHFT Determina o deslocamento em 2θ devido agrave posiccedilatildeo da amostra no porta amostra
SFEC Avalia a anisotropia quando haacute falhas de empilhamento da rede
ETA Eacute o termo de mistura entre as contribuiccedilotildees de Gauss e de Lorentz
SL e HL Satildeo termos de assimetria relacionados agrave divergecircncia axial
25 Calorimetria Diferencial de Varredura
A calorimetria diferencial de varredura (Differential Scanning Calorimetry- DSC) eacute um
meacutetodo de medida bem estabelecido e usado numa ampla escala em diferentes aacutereas de
pesquisa Com as medidas de DSC eacute possiacutevel investigar a evoluccedilatildeo teacutermica dos materiais e
tambeacutem avaliar grandezas como pureza capacidade teacutermica calor de transiccedilatildeo transiccedilotildees
viacutetreas relaxaccedilatildeo teacutermica [2]
O sistema DSC consiste na detecccedilatildeo de um sinal eleacutetrico gerado pela diferenccedila de
temperatura entre o material de referecircncia cujo comportamento com a temperatura eacute conhecido
e o material que estaacute sendo investigado (amostra) O DSC eacute um meacutetodo calorimeacutetrico no qual
satildeo medidas diferenccedilas de energia A Figura 14 ilustra a configuraccedilatildeo de um DSC
34
Figura 14 Ilustraccedilatildeo da configuraccedilatildeo de um DSC
As curvas construiacutedas com os dados DSC permitem identificar substacircncias construir
diagramas de fase aleacutem de determinar a fraccedilatildeo de cristalinidade dos materiais A amostra natildeo
inerte pode sofrer periodicamente fenocircmenos de absorccedilatildeo ou geraccedilatildeo de calor em funccedilatildeo do
tempo temperatura e posiccedilatildeo do meio Entre os processos de absorccedilatildeo de calor (endoteacutermicos)
pode-se destacar a fusatildeo a sublimaccedilatildeo a adsorccedilatildeo e entre os processos de geraccedilatildeo de calor
(exoteacutermicos) destacam-se a cristalizaccedilatildeo e a desorccedilatildeo
De acordo com o fenocircmeno ocorrido com a amostra no interior do equipamento a curva
gerada poderaacute apresentar picos endoteacutermicos ou exoteacutermicos a associaccedilatildeo dos dados com um
diagrama de fases um DRX ou outra teacutecnica poderaacute ser necessaacuterio para se extrair informaccedilotildees
consistentes A Figura 15 ilustra as possiacuteveis configuraccedilotildees encontradas em uma curva tiacutepica
de DSC
Figura 15 Representaccedilatildeo graacutefica dos padrotildees geneacutericos de picos apresentados no DSC
35
Dentre os possiacuteveis fenocircmenos apresentados por uma amostra em um DSC pode-se
obter picos exoteacutermicos ou endoteacutermicos Pode-se calcular a energia de ativaccedilatildeo (Ea) necessaacuteria
para promover a cristalizaccedilatildeo ou a nucleaccedilatildeo de uma fase Para tanto eacute necessaacuterio conhecer
valores de temperaturas de pico de cristalizaccedilatildeo (Tc) medidas para diferentes taxas de
aquecimento constantes (τ) e aplicar esses valores na equaccedilatildeo de Kissinger mostrada abaixo
[2]
119897119899 (τ
1198791198882) = minus
119864119886
119877119879119888+ 119888 (12)
onde R = 831 Jmol K eacute a constante molar dos gases e c eacute uma constante arbitraria
36
3 PROCEDIMENTOS EXPERIMENTAIS
31 Produccedilatildeo da Amostra
Para produccedilatildeo da amostra de Bi3Ni utilizou-se a formula AxBy onde x + y =100 e as
relaccedilotildees abaixo descritas as quais permitem encontrar os valores em fraccedilatildeo da massa de cada
componente
119872119879119900119905119886119897 = (119909
119909+119910) 119872119860 + (
119910
119909+119910) 119872119861
119876119860 = (119909
119909+119910)
119872119860
119872119879119874119879119860119871 e (13)
119876119861 = (119910
119909 + 119910)
119872119861
119872119879119874119879119860119871
onde MTotal = massa total a ser pesada MA = massa do elemento A (constante na Tabela
Perioacutedica) MB = massa do elemento B (constante na Tabela Perioacutedica) QA = fraccedilatildeo da massa
do elemento A a ser pesada e QB = fraccedilatildeo da massa do elemento B a ser pesada
Considerando-se as relaccedilotildees acima a amostra composta pelos elementos quiacutemicos
Niacutequel (Ni) e Bismuto (Bi) foi produzida com a massa total de 3 gramas sendo 026 gramas
de Ni (Alfa Aesar com 9995 de pureza e com tamanho de partiacutecula de minus100 mesh) e 274
gramas de Bi (Alfa Aesar com 9995 de pureza e com tamanho de partiacutecula de minus100 mesh)
Para pesagem foi utilizada a balanccedila eletrocircnica de alta precisatildeo (001mg) SHIMADZU modelo
(AUW220D)
32 Siacutentese Mecacircnica
Apoacutes a preparaccedilatildeo da amostra iniciou-se a fase da moagem mecacircnica Para tal utilizou-
se o moinho High Energy Ball Mill Emax da Retsch pertencente ao Laboratoacuterio de Siacutentese e
Caracterizaccedilatildeo de Nanomateriais (LSCN) do IFAM O moinho Emax combina vantagens de
diversos tipos de moinho tais como impacto de alta frequecircncia (moinho oscilante) atrito
37
intenso (moinho oscilante de discos) e movimentos rotativos controlados do vaso de moagem
(moinho de bolas planetaacuterio) o que proporciona um oacutetimo desempenho [55]
Na Figura 16 satildeo mostradas as imagens do moinho na imagem agrave esquerda observa-se a posiccedilatildeo
de fixaccedilatildeo dos dois jarros de moagem
Figura 16 Moinho High Energy Ball Mill Emax
Os suportes de cada vaso satildeo afixados sobre dois discos que giram no mesmo sentido
movendo assim os vasos por uma trajetoacuteria circular sem que estes modifiquem sua orientaccedilatildeo
A accedilatildeo combinada da geometria dos vasos e da mecacircnica do movimento gera um forte atrito
entre as bolas a amostra e as paredes do vaso bem como uma elevada aceleraccedilatildeo que lanccedila as
bolas com forte impacto contra a amostra junto agraves paredes do vaso Disso resulta uma melhor
mistura das partiacuteculas e uma menor granulometria final [55]
O moinho possui um sistema de resfriamento por aacutegua permitindo que a elevada
aplicaccedilatildeo de energia possa ser aproveitada com eficiecircncia no processo de moagem sem que a
amostra se superaqueccedila
A amostra foi colocada no jarro de moagem juntamente com 3 esferas de accedilo inoxidaacutevel
com massa total de 2092 g resultando numa BPR aproximada de 71 O jarro de moagem foi
levado a glove box onde foi realizado o vaacutecuo do ambiente com a posterior injeccedilatildeo de gaacutes
Argocircnio e a selagem do vaso de moagem Esse procedimento teve como objetivo evitar uma
possiacutevel oxidaccedilatildeo da amostra durante a moagem mecacircnica
38
Na Figura 17 eacute possiacutevel visualizar o jarro de moagem em dois momentos sendo o
primeiro entes do fechamento com as esferas e a amostra e posteriormente durante o processo
de fechamento dentro da glove box
Figura 17 Preparaccedilatildeo e selagem do vaso de moagem
O primeiro processo de moagem da mistura foi realizado durante uma hora Apoacutes esse
tempo o jarro foi aberto e feito uma Difraccedilatildeo de Raios X (DRX) da amostra Seguiu-se entatildeo
para selagem do vaso de moagem e preparaccedilatildeo para novo ciclo de moagem O intervalo de
moagem passou a ser de 3 horas sendo realizado em trecircs etapas de 1 hora entre cada etapa
houve um intervalo de 5 minutos para resfriamento da amostra realizadas sem abertura do jarro
de moagem
No procedimento foi utilizada a rotaccedilatildeo de 1000 rpm a temperatura do vaso variou de
27 degC agrave 39 degC no final da moagem Apoacutes as 3 horas de moagem o vaso foi aberto e realizou-se
um DRX da amostra Esse processo se repetiu por seis vezes tendo gerado intervalos de tempo
de1h 4hs 7hs 10hs 13hs 16hs e 19hs de moagem
O fim da moagem foi estabelecido com base na anaacutelise dos difratogramas da amostra e
da constataccedilatildeo de equiliacutebrio na evoluccedilatildeo ou formaccedilatildeo de novas fases
39
33 Difraccedilatildeo de Raios X
As medidas de DRX foram realizadas no Laboratoacuterio de Materiais (LabMat) da UFAM
utilizando um Difratocircmetro de Raio-X modelo Empyrean da PANalytical com radiaccedilatildeo CuKα1
de 1 5406 Aring e se dividiram em duas etapas
A primeira etapa foi realizada com os intervalos de 1h 4hs 7hs 10hs 13hs 16hs e 19
horas e teve como finalidade acompanhar a evoluccedilatildeo estrutural da amostra e confirmar a
formaccedilatildeo da fase uacutenica de Bi3Ni
A Figura 18 apresenta o porta amostra em duas etapas distintas a primeira com a
amostra sendo preparada adequadamente e na segunda pronta para a realizaccedilatildeo do DRX
Figura 18 Preparaccedilatildeo da amostra para realizaccedilatildeo de DRX
Os difratogramas experimentais gerados foram submetidos agrave identificaccedilatildeo das fases
cristalinas atraveacutes de comparaccedilotildees com padrotildees difratomeacutetricos disponibilizados no banco de
dados do Inorganic Crystal Structure Database ndash ICSD
Na Figura 19 apresenta-se o goniocircmetro difratocircmetro de raio-X modelo Empyrean da
PANalytical
40
Figura 19 Difratocircmetro de Raio-X modelo Empyrean da PANalytical
Os padrotildees usados de DRX foram os seguintes
Faixa de acircngulo 10 ndash 100deg
Velocidade de escaneamento 1deg min
Tempo aproximado de realizaccedilatildeo do difratograma 45 min
Tubo de raio-X de cobre (Cu)
Voltagem 40 kV
Corrente 30 mA
Divergecircncia de fenda 10 (deg)
Dispersatildeo de fenda 10 (deg)
A segunda etapa das medidas de DRX foi realizada com uso do forno e medidas in situ
tendo sido realizadas com a amostra moiacuteda por 19 horas nas temperaturas de 250 2500 3000 e
350 0C essas medidas tiveram a finalidade de acompanhar o comportamento estrutural em
funccedilatildeo da temperatura e estudar a estabilidade teacutermica da amostra Detalhes do forno estatildeo
ilustrados nas Figuras 20
41
Figura 20 Preparaccedilatildeo da amostra e porta amostra no forno do DRX
A primeira mediccedilatildeo foi realizada a temperatura de 25 oC seguindo-se de um
aquecimento a taxa de 10 oCmin ateacute atingir a temperatura de 250 oC apoacutes atingir a temperatura
procedeu-se uma execuccedilatildeo de uma isoteacutermica por 10 minutos antes da mediccedilatildeo in situ de DRX
O procedimento foi repetido para as temperaturas de 300 oC e 350 oC conforme pode-se
observar na rampa de aquecimento da Figura 21
Figura 21 Rampa de aquecimento para medidas in situ de DRX
34 Refinamento pelo Meacutetodo de Rietveld
Para realizaccedilatildeo dos refinamentos pelo MR desta dissertaccedilatildeo utilizou-se o programa
GSAS (General Structure Analysis System) e o EXPGUI [4748]
42
Para se descrever o formato dos picos de DRX utilizou-se a funccedilatildeo perfil pseudo-Voigt
de Thompson-Cox-Hasting modificada funccedilatildeo de perfil CW 4 no pacote GSAS que considera
o modelo anisotroacutepico de Stephens e efeitos de textura [4950]
Para o coeficiente de mistura (η) que determina as contribuiccedilotildees do alargamento
gaussiano (η = 0) e Lorentziano (η = 1) nas equaccedilotildees 5 e 6 foi utilizado neste trabalho o valor
de η = 075
Os coeficientes de alargamento instrumental V e W constantes na equaccedilatildeo 5 foram
previamente obtidos a partir do DRX de uma amostra padratildeo bem cristalizada e mantidos fixos
no refinamento dos dados experimentais
Para o caacutelculo do tamanho meacutedio de cristalito com o uso da equaccedilatildeo 7 utilizou-se o
valor de K = 091 e 120582=0154056 nm
O GSAS dispotildee de 8 tipos de funccedilotildees de background neste trabalho utilizou-se a funccedilatildeo
polinomial de Chebyshev o nuacutemero de termos variou tendo sido utilizados 20 termos na funccedilatildeo
polinomial para refinamentos com a presenccedila da fase amorfa e 6 termos apoacutes a cristalizaccedilatildeo da
fase amorfa
Para iniacutecio do refinamento no programa EXPGUI foi utilizado o diagrama de blocos da
Figura 12 e para o refinamento dos paracircmetros as correlaccedilotildees da tabela 3
35 Tratamento Teacutermico
Foi realizado um tratamento teacutermico na amostra moiacuteda por 19 horas com a finalidade
de promover o relaxamento dos defeitos e tensotildees causados durante a moagem mecacircnica e a
cristalizaccedilatildeo da fase amorfa presente A partir da temperatura ambiente 25 oC iniciou-se o
aquecimento a uma taxa de 10 oCmin A temperatura final foi de 800 oC seguindo-se do
desligamento do forno que se manteve fechado ateacute que a temperatura da amostra atingisse
25 oC Em seguida a amostra foi retirada do forno e foi realizado um DRX Utilizou-se um forno
tubular com tubo de quartzo e uma atmosfera com fluxo constante de gaacutes argocircnio ilustrado
na Figura 22
43
Figura 22 Forno utilizado para realizar o tratamento teacutermico
36 Calorimetria Diferencial de Varredura (DSC)
As medidas de DSC foram realizadas na amostra moiacuteda por 19 horas em uma ceacutelula
Netzsch modelo DSC 3500 Sirius pertencente ao Laboratoacuterio de Termo ciecircncias da UFAM
Para realizaccedilatildeo das medidas utilizou-se um fluxo de proteccedilatildeo de N2 a 50 mlmin com
temperatura inicial de 25 oC e temperatura final de 550 oC
Foram realizadas quatro medidas com as taxas de transferecircncia de calor de 25 oCmin
5 oCmin 10 oCmin e 20 oCmin Foram utilizados cadinhos (porta amostra) de alumiacutenio e a
massa meacutedia de 22 mg de amostra foi utilizada nos quatro experimentos
Na Figura 23 eacute mostrada a ceacutelula Netzsch modelo DSC 3500 Sirius onde foram
realizadas as medidas e os cadinhos sendo dois fechados e um com a amostra visiacutevel
Figura 23 Equipamento utilizado para realizar o DSC
44
4 RESULTADOS E DISCUSSOtildeES
41 Evoluccedilatildeo estrutural
A Figura 24 mostra a evoluccedilatildeo estrutural durante o processo de siacutentese conforme
descrito nos procedimentos experimentais Qualitativamente podemos ver nesta figura uma
modificaccedilatildeo gradativa dos padrotildees de difraccedilatildeo O pico mais intenso da amostra moiacuteda por 1
hora corresponde ao plano (1 0 -2) do Bi precursor
Acompanhando o comportamento deste plano em especiacutefico constata-se que entre a
primeira e a quarta hora o mesmo sofre apenas uma ligeira diminuiccedilatildeo Concomitantemente
com este decreacutescimo emergem pequenos novos picos em 2θ aproximadamente entre 28 e 35o
Com 7 horas de moagem os novos picos satildeo evidentes e foram identificados junto agrave base de
dados do ICSD como a estrutura desejada Bi3Ni grupo espacial Pnma (cartatildeo nuacutemero 391336)
Em 13 horas de moagem o pico do Bi atinge seu miacutenimo e segue estaacutevel ateacute 19 h de moagem
Dada a observaccedilatildeo da estabilizaccedilatildeo estrutural o processo foi interrompido Uma anaacutelise mais
detalhada dos difratogramas seraacute mostrada e discutida na sequecircncia
Figura 24 Padratildeo de difraccedilatildeo observado para amostra e Bi3Ni durante todo intervalo de moagem
10 20 30 40 50 60 70 80
19h
16h
1h
10h
1h
7h
4h
2(graus)
1h
13h
Inte
nsid
ade (
ua
)
45
Na Figura 25 mostramos a indexaccedilatildeo das fases na primeira hora de moagem onde foi
verificada o iniacutecio da nucleaccedilatildeo do Bi3Ni Tambeacutem eacute possiacutevel observar os picos do elemento
precursor minoritaacuterio no caso o Niacutequel (cartatildeo ICSD 64703)
Figura 25 Difratograma obtido apoacutes a primeira hora de moagem
Seguindo o processo de moagem conforme descrito nos procedimentos experimentais
a amostra foi moiacuteda por mais 3 horas totalizando 4 horas de moagem os difratogramas obtidos
satildeo apresentados nas Figuras 26 e 27 Nesta etapa jaacute natildeo eacute mais possiacutevel identificar a presenccedila
dos picos referentes ao niacutequel dessa forma somente satildeo observados os picos do bismuto e do
Bi3Ni Poreacutem como verificamos na Figura 24 a nucleaccedilatildeo da liga Bi3Ni continua ocorrendo
sistematicamente
Na Figura 26 mostramos uma comparaccedilatildeo do difratograma padratildeo de Bi3Ni (cartatildeo
nuacutemero 391336 do ICSD) com o difratograma da amostra moiacuteda por 4 horas plotados em
conjunto para destacar a nucleaccedilatildeo da fase de Bi3Ni
Na Figura 27 apresenta-se o resultado do refinamento pelo meacutetodo de Rietveld para as
4 horas de moagem Eacute possiacutevel verificar um bom acordo entre o padratildeo de DRX da amostra e
o padratildeo refinado por MR Os fatores de qualidade podem ser verificados na tabela 4 Neste
refinamento obtivemos uma fraccedilatildeo de fase equivalente a 67 de Bi e 33 de Bi3Ni
46
Figura 26 Difratograma da amostra moiacuteda durante 4 horas (curva com ruiacutedo) e o padratildeo idealizado
do Bi3Ni calculado a partir do arquivo CIF (cartatildeo ICSD no 391336)
Figura 27 Padratildeo observado no DRX (4horas) calculado e residual obtidos no refinamento pelo MR
10 20 30 40 50 60 70 80
23 24 25 26 27 28 29 30 31 32 33
Inte
nsid
ade (
ua
)
2(graus)
4 horas
CIF Bi3Ni
10 20 30 40 50 60 70 80
Experimental
Calculado
Residual
Inte
nsid
ade (
u a)
2 (graus)
4 horas
25 30 35 40 45
47
Em todas as etapas do processo de moagem foram obtidos refinamentos com iacutendices de
qualidade muito semelhantes Natildeo houve alteraccedilatildeo nos acircngulos da ceacutelula unitaacuteria do composto
de Bi3Ni que permanecerem com α= β= λ = 90o Os valores obtidos para os iacutendices de avaliaccedilatildeo
da qualidade e os paracircmetros de rede encontram-se na tabela 4
Tabela 4 Valores de Rwp e 1205362 obtidos nos refinamentos realizados durante o processo de moagem
mecacircnica para o Bi3Ni
Com os resultados obtidos nos refinamentos determinou-se as contribuiccedilotildees em
porcentagem de cada fase em funccedilatildeo do tempo de moagem Verifica-se que apoacutes a primeira
hora de moagem natildeo se identifica no difratograma a presenccedila de Ni entretanto a fase de Bi3Ni
continua nucleando indicando que ainda existe niacutequel disponiacutevel para a formaccedilatildeo desta fase
Pode-se conceber algumas hipoacuteteses para este fato A primeira refere-se agrave sensibilidade do
equipamento de DRX que natildeo identifica precisamente elementos com fraccedilatildeo de fase menor
que 10 Outa hipoacutetese provaacutevel pode ser atribuiacutea a uma adesatildeo do niacutequel nas paredes do jarro
de moagem ou nas esferas de accedilo tendo em vista sua ductilidade
Na Figura 28 foi plotado a fraccedilatildeo de cada uma das fases presentes no processo de
moagem em funccedilatildeo do tempo Fica evidente que apoacutes a primeira hora a fraccedilatildeo de fase do niacutequel
eacute zero mas continua ocorrendo a nucleaccedilatildeo do Bi3Ni que estabiliza em 13 horas
TEMPO DE MOAGEM RWP 1205362 PARAcircMETROS DE REDE DO BI3NI
a (Å) b (Å) c (Å) Volume (Å3)
4 HORAS 77 139 8890(9) 4102(1) 11502(1) 41949(6)
7 HORAS 70 137 8891(3) 4106(1) 11500(1) 41986(9)
10 HORAS 71 131 8888(1) 4104(8) 11495(1) 41939(5)
13 HORAS 65 124 8893(5) 4104(3) 11507(1) 42003(2)
16 HORAS 64 124 8888(7) 4102(9) 11499(9) 41940(1)
19 HORAS 63 123 8894(1) 4105(1) 11506(5) 42012(3)
48
Figura 28 Fraccedilatildeo das fases de Ni Bi e Bi3Ni em funccedilatildeo do tempo de moagem
Utilizando-se a equaccedilatildeo 7 com os dados obtidos no refinamento pelo MR calculou-se
o tamanho meacutedio dos cristalitos de Bi3Ni em funccedilatildeo do tempo de moagem Na Figura 29
apresenta-se em forma de um graacutefico os valores obtidos Observamos que entre a quarta e a
seacutetima hora haacute um aumento aproximado de 14 no tamanho meacutedio do cristalito pode-se
atribuir esse aumento a uma possiacutevel deformaccedilatildeo plaacutestica da amostra acarretando num
acreacutescimo da aacuterea de superfiacutecie o que aumentaria progressivamente a probabilidade de
soldagem a frio dessas partiacuteculas gerando assim um aumento do tamanho meacutedio do cristalito
Entre a seacutetima e a deacutecima hora de moagem ocorre uma reduccedilatildeo de 26 no tamanho do
cristalito maior valor percentual obtido entre intervalos de moagem Entre a deacutecima sexta e a
deacutecima nona hora haacute uma estabilizaccedilatildeo no processo de reduccedilatildeo do tamanho de cristalito
Obtivemos no final do processo uma reduccedilatildeo total de aproximadamente 59 o que representa
um tamanho meacutedio de cristalito na ordem de 2653 nm
Plota-se na Figura 29 um graacutefico com tamanho meacutedio de cristalito do composto Bi3Ni
em funccedilatildeo do tempo de moagem
0 5 10 15 20
0
20
40
60
80
100
Fra
ccedilao d
e fases (
)
Tempo de moagem ( horas)
Bi
Bi3Ni
Ni
49
Figura 29 Tamanho meacutedio de cristalito de Bi3Ni em funccedilatildeo do tempo de moagem
Natildeo houve formaccedilatildeo de novas fases ou aparentemente quaisquer outras alteraccedilotildees
significativas apoacutes a deacutecima terceira hora de moagem Os uacutenicos efeitos com a continuaccedilatildeo da
moagem foram a melhora da cristalizaccedilatildeo da fase de interesse e o aumento de intensidade do
perfil referente a fase amorfa Poreacutem o processo de moagem totalizou 19 horas a finalidade
deste intervalo apoacutes a estabilizaccedilatildeo de formaccedilatildeo da fase pretendida foi verificar a possibilidade
de oxidaccedilatildeo da amostra que ficou exposta ao ambiente durante a execuccedilatildeo do DRX
Observa-se nos difratogramas da Figura 24 a formaccedilatildeo de uma acentuada elevaccedilatildeo na
linha de base entre a faixa de 2θ que vai de aproximadamente 26deg a 36deg A forma ou perfil
dessa elevaccedilatildeo eacute um forte indicio do aparecimento de uma fase amorfa Para alcanccedilar bom
acordo nos refinamentos Rietveld foram necessaacuterios 20 termos na funccedilatildeo polinomial de
Chebyshev para descrever estas linhas de base (background)
Analisando-se portanto os difratogramas referentes agraves etapas de 10 13 16 e 19 horas
eacute possiacutevel identificar o crescimento dessa fase amorfa conforme mostramos na Figura 30
4 6 8 10 12 14 16 18 20
25
30
35
40
45
50
55
Ta
ma
nh
o m
eacuted
io d
e c
rista
lito
(n
m)
Tempo de moagem (horas)
50
Estas curvas satildeo particularmente interessantes uma vez que podemos avaliar as
distacircncias R entre os primeiros vizinhos da fase desordenada aplicando a equaccedilatildeo de Ehrenfest
que pode ser expressa como [56]
2Rsen(θ) = 123λ (14)
O maacuteximo destas curvas correspondem a 2θ ~29o o que nos leva a distacircncias aproximada
de 38 Aring Esta distacircncia natildeo fere nenhum viacutenculo de distancias entre os atamos para
Ni-Ni~248 Aring Ni-Bi~ 278 Aring Bi-Bi~308 Aring Bi-O~214 Aring
Figura 30 Comparaccedilatildeo das funccedilotildees de background para a amostra moiacuteda por 10 13 16 e 19 horas
Com objetivo de avaliar com mais detalhes a estrutura nanocristalina e amorfa
realizamos medidas de difraccedilatildeo com configuraccedilotildees que produzissem uma maior qualidade nos
dados obtidos utilizamos uma cacircmara com baixo vaacutecuo e aumentamos o tempo de aquisiccedilatildeo
dos dados
A Figura 31 mostra o padratildeo obtido para a amostra final moiacuteda por 19 horas
Destacamos a evidente fase amorfa que se forma
10 20 30 40 50 60 70 80
19 horas
16 horas
13 horas
10 horas
Inte
nsid
ade (
u a)
2 (graus)
51
Figura 31 Formaccedilatildeo da fase amorfa na amostra de Bi3Ni apoacutes 19 horas de moagem
Comparando o padratildeo de DRX obtido para amostra moiacuteda por 19 horas com o
difratograma padratildeo de Bi3Ni (cartatildeo nuacutemero 391336 do ICSD) pode-se constatar a
equivalecircncia dos picos conforme apresentada Figura 32
Com os difratogramas de maior resoluccedilatildeo verificamos a presenccedila embora em uma
pequena fraccedilatildeo de Bi (ICSD no 64703) Assim como uma ligeira sugestatildeo da existecircncia de
Bi2O3 (ICSD no 41764) vislumbra-se essa fase em virtude da possiacutevel oxidaccedilatildeo da amostra
devido as sucessivas aberturas do jarro de moagem para realizaccedilatildeo do DRX entretanto
diferentemente do que se percebe para o bismuto natildeo haacute nenhum pico referente ao oxido de
bismuto
Na posiccedilatildeo de 2θ~27o existe um pico caracteriacutestico do Bi2O3 entretanto mesmo com a
melhor resoluccedilatildeo do DRX natildeo eacute possiacutevel distinguir claramente a fase do oxido de bismuto
assim durante o processo de refinamento pelo MR natildeo foi adicionada a fase relativa ao oxido
O refinamento pelo meacutetodo de Rietveld referente a amostra moiacuteda por 19h encontra-se
na Figura 33 percebe-se a boa concordacircncia obtida para a fase de interesse Bi3Ni e a fase
20 30 40 50 60 70 80
Bi
Inte
nsid
ade (
u a)
2 (graus)
Bi
20 25 30 35 40 45
52
amorfa O asterisco indicando o pico principal do Bi salienta que essa fase por contribuir
modestamente em um difratograma tatildeo complexo natildeo eacute bem ajustada
Figura 32 Difratograma da amostra moiacuteda 19h em conjunto com os CIFs de o Bi3Ni Bi e Bi2O3
Figura 33 Difratograma da amostra moiacuteda 19h e refinada por meacutetodo de Rietveld partindo dos CIFs
do Bi3Ni Bi
20 30 40 50 60 70 80
19 horas
Bi3Ni
Bi
Bi2O
3
In
tensid
ade (
u a)
2 (graus)
25 30 35 40
20 30 40 50 60 70 80
Experimental (19h)
Calculado
Residual
Inte
nsid
ade (
u a)
2 (graus)
20 25 30 35 40 45 50
53
Os trabalhos cientiacuteficos que versam sobre a produccedilatildeo e a caracterizaccedilatildeo do composto
Bi3Ni descrevem que a siacutentese pode ser realizada por vaacuterios mecanismos normalmente as
metodologias mais usadas para obtenccedilatildeo envolvem os processos em meio quiacutemico a
eletrodeposiccedilatildeo e a solidificaccedilatildeo raacutepida Em alguns casos utilizou-se longos processos teacutermicos
que envolvem a permanecircncia da amostra num forno de resistecircncia a 1100 degC durante 3 dias
[13] ou processos de sinterizaccedilatildeo com recozimento a vaacutecuo a temperatura de 1000 degC por 24
horas [15] Relata-se tambeacutem que conforme ocorreu neste trabalho algumas amostras
apresentam pequenos traccedilos de Bi em sua composiccedilatildeo final [13]
Dessa forma o primeiro desafio desse trabalho foi produzir uma fase uacutenica de Bi3Ni por
meio da moagem mecacircnica entretanto verificou-se no resultado obtido no DRX e no
refinamento pelo MR que a fase de Bi3Ni embora apresente uma fraccedilatildeo de 999 ainda possui
leves traccedilos do pico mais intenso de bismuto (indicado por um asterisco na Figura 33) Uma
proposta futura seria portanto acrescentar uma pequena quantidade de Ni para interagir com
esse Bi remanescente
42 Medidas de DRX in situ
Com o objetivo de estudar a estabilidade teacutermica e acompanhar a evoluccedilatildeo estrutural da
amostra em funccedilatildeo da temperatura foram realizadas medidas de DRX in situ conforme
descrito nos procedimentos experimentais A Figura 34 apresenta os quatro difratogramas
obtidos
A temperatura de 25 oC observa-se uma fase uacutenica do composto Bi3Ni (com jaacute
mencionado anteriormente a amostra possui uma leve indicaccedilatildeo da presenccedila de bismuto) que
possui estrutura ortorrocircmbica e grupo espacial Pnma eacute a mesma apresentada na Figura 32
A medida que aumentamos a temperatura conforme descrito na seccedilatildeo 3 Figura 21
inicia-se uma transformaccedilatildeo do composto inicial para o crescimento da fase tetragonal de Bi2O3
(ICSD no 41764) e da fase precursora de Bi Essa alteraccedilatildeo na composiccedilatildeo da amostra ocorre
em virtude da degradaccedilatildeo da fase Bi3Ni que conforme eleva-se a temperatura tem sua fraccedilatildeo
diminuiacuteda conforme verifica-se na Figura 36 Embora as medidas in situ terem sido feitas em
baixo vaacutecuo natildeo foi impedido o crescimento do Bi2O3
54
Na Figura 34 encontram-se plotados os DRX referentes as medidas realizadas em 25o
250o 300o e 350 oC as curvas foram deslocadas verticalmente para melhor comparaccedilatildeo
Figura 34 Padratildeo observado nos DRX da amostra submetida a aquecimento
A temperatura de 250 oC temos a ocorrecircncia de trecircs fases Bi3Ni Bi2O3 e Bi
O refinamento estrutural pelo meacutetodo de Rietveld estaacute mostrado na Figura 35 Mesmo tratando-
se de uma amostra com um elevado nuacutemeros de pico aleacutem da presenccedila de uma fase amorfa o
acordo entre o experimental e o calculado eacute notaacutevel Os valores dos iacutendices de avaliaccedilatildeo da
qualidade do refinamento referentes as quatro medidas realizadas encontram-se na tabela 5
20 30 40 50 60 70 80
350 0C
300 0C
250 0C
Inte
nsid
ade (
ua
)
2 (graus)
25 0C
55
Figura 35 Padratildeo obtidos no refinamento pelo MR para amostra aquecida a 250 0C
Tabela 5 Valores de Chi2 e de Rwp obtidos nos refinamentos realizados durante o processo de
aquecimento
A temperatura de 300 oC comeccedila a formaccedilatildeo da uma nova fase cubica de grupo espacial
I23 o Bi12NiO19 em detrimento da diminuiccedilatildeo da fase de Bi3Ni Aleacutem do aumento da fraccedilatildeo
da fase de Bi2O3
Temperatura de realizaccedilatildeo da medida Rwp 1205362
25 0C 69 23
250 0C 83 18
300 0C 98 26
350 0C 99 25
10 20 30 40 50 60 70 80
Inte
nsid
ade (
ua
)
2 (graus)
Experimental
Calculado
Residual
250 0C
25 30 35 40
56
O uacuteltimo DRX foi realizado a 350 oC a principal alteraccedilatildeo dessa medida refere-se ao
fato da inexistecircncia de picos referentes agrave fase Bi3Ni A fase majoritaacuteria torna-se agora a fase
referente ao Bi e a fase Bi12NiO19 (indexado na base de dados PDF2 mas natildeo na base de dados
ICSD) permanece estaacutevel isto eacute sem alteraccedilotildees significativas em sua fraccedilatildeo O fato de estarem
presentes picos referentes ao Bi mesmo apoacutes termos ultrapassado a temperatura de fusatildeo pode
ser explicado levando-se em consideraccedilatildeo a baixa condutividade teacutermica do bismuto aliado ao
excesso de defeitos produzidos na moagem assim natildeo obteve-se a fusatildeo do elemento
Utilizamos os dados obtidos nos refinamentos para plotar o graacutefico exposto na Figura
36 onde eacute possiacutevel observar a fraccedilatildeo de cada fase em funccedilatildeo da temperatura de execuccedilatildeo do
DRX Percebe-se a raacutepida decomposiccedilatildeo da fase de Bi3Ni que entre 250 oC e 350 oC apresenta
uma reduccedilatildeo percentual de aproximadamente 88 concomitantemente ao crescimento
percentual da fase de Bi
Figura 36 Fraccedilotildees de fase em funccedilatildeo da temperatura de realizaccedilatildeo do DRX in situ
O DRX realizado na amostra a 350 oC eacute mostrado na Figura 37 em conjunto aos CIFs
das fases constituintes Para a fase Bi12NiO19 natildeo foi encontrado o CIF no banco de dados do
Inorganic Crystal Structure Database (ICSD) Para refinar utilizando o meacutetodo de Rietveld
partimos do protoacutetipo estrutural de Bi26-x Mx O40-y (M = Mg Al Co Ni) O CIF desta fase
25 75 125 175 225 275 325 375
0
20
40
60
80
100
Fra
ccedilao d
e F
ases (
)
Temperatura (0C)
Bi3Ni
Bi2O
3
Bi
Bi12
NiO19
57
resultante estaacute mostrado em vermelho na Figura 37 e uma representaccedilatildeo da ceacutelula unitaacuteria na
Figura 38 os aacutetomos de oxigecircnio estatildeo representados na cor vermelha e o niacutequel em verde
Figura 37 Padratildeo observado no DRX da amostra em 350 oC em comparaccedilatildeo com o CIF das fases
constituintes
Figura 38 Projeccedilatildeo do eixo a e em perspectiva do Bi12NiO19
10 20 30 40 50 60 70 80
Inte
nsid
ade (
ua
)
2(graus)
350 graus
Bi2O
3
Bi
Bi12
NiO19
20 25 30 35 40 45 50 55
58
O refinamento estrutural utilizando estas fases estaacute mostrado na Figura 39 e os valores
referentes aos paracircmetros de rede obtidos para o refinamento da fase Bi12NiO19 constam na
tabela 6
Figura 39 Padratildeo obtidos no refinamento pelo MR para amostra aquecida a 350 0C
Tabela 6 Paracircmetros da ceacutelula unitaacuteria da estrutura Bi12NiO19
A Figura 40 conteacutem as fotografias retiradas do forno do difratocircmetro antes e apoacutes a
realizaccedilatildeo da medida Eacute possiacutevel verificar que a amostra devido a dilataccedilatildeo volumeacutetrica e a
fusatildeo do bismuto transborda o porta amostra
Paracircmetros de Rede a = b=c=10258(8) Aring
Acircngulos α = β = γ = 900
Volume da ceacutelula 107966(2) Aring3
Grupo de simetria Cuacutebico
Grupo espacial I23
10 20 30 40 50 60 70 80
Inte
nsid
ade (
ua
)
2 (graus)
Calculado
Experimental
Residual
350 0C
20 25 30 35 40 45
59
Figura 40 Fotografia do forno do DRX antes a apoacutes a realizaccedilatildeo das medidas
43 Calorimetria Diferencial de Varredura (DSC)
Com a finalidade de estudar e melhor entender a evoluccedilatildeo estrutural da amostra
observada nas medidas in situ realizou-se medidas DSC conforme descrito nos procedimentos
experimentais a temperatura final foi de 550 oC
Na Figura 41 mostramos as medidas DSC feitas em diferentes taxas de aquecimento
realizadas na amostra moiacuteda por 19 horas Em todas as 4 medidas vemos comportamentos
exoteacutermicos e endoteacutermicos Os picos endoteacutermicos ocorreram a uma temperatura aproximada
de 270 0C temperatura essa equivalente ao ponto de fusatildeo do bismuto e foram atribuiacutedos a
fusatildeo do Bi ocorrida em duas etapas
Comparando-se os resultados obtidos nas medidas in situ onde observamos a nucleaccedilatildeo
de uma nova fase a partir da temperatura de 250 oC com os resultados obtidos no DSC podemos
concluir que o pico exoteacutermico presente no termograma corresponde agrave nucleaccedilatildeo da fase de
Bi2O3
Com a finalidade de calcular a energia de ativaccedilatildeo (Ea) necessaacuteria para promover essa
nucleaccedilatildeo aplicamos a metodologia proposta por Kissinger [2] Conforme indicado na Figura
41 as 4 medidas foram feitas com taxas de aquecimento de 25 5 10 e 20 oCmin
60
A Figura 42 mostra em detalhes a Figura 41 onde vemos os valores das temperaturas
de pico de cristalizaccedilatildeo (Tc) e as referidas taxas de aquecimento (120591) Como era esperado a
medida que a taxa de aquecimento aumenta a temperatura de pico tambem aumenta
Figura 41 Termograma DSC plotados em conjunto para os diferentes fluxos de calor
Figura 42 Espectros DSC com as temperaturas de pico e suas respectivas taxas de aquecimento
100 150 200 250 300 350 400 450 500 550
250Cmin
50Cmin
100Cmin
fluxo d
e c
alo
r (u
a)
Temperatura (0C)
200Cmin
exo
230 235 240 245 250 255 260 265 270 275 280 285
250Cmin
50Cmin
100Cmin
fluxo d
e c
alo
r (u
a )
Temperatura (0C)
242 0C
252 0C
266 0C
278 0C
200Cmin
exo
61
Com os dados fornecidos na Figura 42 pode-se calcular a energia de ativaccedilatildeo referente
a nucleaccedilatildeo da fase de Bi2O3 Plotando-se um graacutefico linear de ln(120591
1198791198882) versus
1
119879119888 onde o
coeficiente angular eacute (minus119864119886
119877) obteacutem-se a energia de ativaccedilatildeo A Figura 43 apresenta a
linearizaccedilatildeo da equaccedilatildeo 16 de onde se obteacutem a energia de ativaccedilatildeo do processo de nucleaccedilatildeo
do Bi2O3
Figura 43 Graacutefico linear do ln(120591
1198791198882) versus
1
119879119888
Logo considerando as relaccedilotildees anteriormente definidas eacute possiacutevel calcular a energia de
ativaccedilatildeo uma vez que m = (minus119864119886
119877) e R = 831 jmol K Desse modo a energia de ativaccedilatildeo
necessaacuteria para promover a nucleaccedilatildeo da fase Bi2O3 eacute de 12465 kJmol
A metodologia proposta permitiria tambeacutem calcular a energia de ativaccedilatildeo necessaacuteria
para cristalizar a fase amorfa as medidas de DSC foram planejadas ateacute a temperatura de
550 oC devido a limitaccedilotildees do equipamento poreacutem como fica evidente na Figura 41 natildeo se
observa nenhum pico exoteacutermico apoacutes os 350 oC que se possa estar associado a cristalizaccedilatildeo da
fase amorfa O pico exoteacutermico existente como jaacute mencionado ocorreu a uma temperatura que
variou de 242 0C agrave 278 0C e refere-se agrave nucleaccedilatildeo de fase
182 184 186 188 190 192 194
-115
-110
-105
-100
-95
ln (
T2 c)
1Tc (10
-3 k
-1)
62
44 Tratamento teacutermico
Apoacutes a realizaccedilatildeo das medidas de DRX in situ e das medidas de DSC a fase amorfa
ainda se encontrava presente assim foi realizado um tratamento teacutermico com a finalidade de
promover a cristalizaccedilatildeo da fase amorfa presente
O tratamento teacutermico foi realizado a uma taxa constante de 10 0Cmim ateacute a temperatura
de 800 0C com a atmosfera protegida por gaacutes argocircnio Na Figura 44 apresenta-se o difratograma
da amostra realizado apoacutes o do tratamento teacutermico vemos no detalhe que a acentuada elevaccedilatildeo
na linha de base entre a faixa de 2θ que vai de aproximadamente 26deg agrave 36deg e que corresponde
a fase amorfa desapareceu completamente
Figura 44 Difratograma da amostra apoacutes tratamento teacutermico
Para a amostra tratada termicamente foram identificadas trecircs fases similar ao observado
nas medias in situ a 350 oC foram identificadas a fase cuacutebica Bi12NiO19 a fase tetragonal de
Bi2O3 (ICSD no 41764) e a fase romboeacutedrica de Bismuto (ICSD no 64703) Na Figura 45
apresentamos o padratildeo observado plotado juntamente com o CIF das 3 fases identificadas
10 20 30 40 50 60 70 80
Inte
nsid
ad
e (
ua
)
2 (graus)
Pos Tratamento Teacutermico
20 25 30 35 40 45 50 55 60
63
Figura 45 Difratograma da amostra apoacutes tratamento teacutermico em conjunto com os CIFs de Bi Bi2O3 e
Bi12NiO19
Pode-se verificar no padratildeo do difratograma da Figura 45 que pelo formato da linha de
base obtida ocorreu a cristalizaccedilatildeo da fase amorfa e as fases identificadas correspondem aos
picos presentes no DRX da amostra
O refinamento realizado pelo MR confirmou a identificaccedilatildeo das fases contidas na
amostra no sentido da exata correspondecircncia entre os picos obtidos nos padrotildees calculados e
observados As fraccedilotildees das fases da amostra que sofreu tratamento teacutermico em comparaccedilatildeo com
as fraccedilotildees obtidas no DRX in situ estatildeo apresentados na tabela 7
Tabela 7 Fraccedilotildees das fases apoacutes tratamento teacutermico e DRX in situ a 350 oC
Fraccedilatildeo das fases Tratamento Teacutermico DRX in situ a 350 oC
Bi12NiO19 90 137
Bi2O3 89 20
Bi 11 663
10 20 30 40 50 60 70 80
Inte
nsid
ade (
ua
)
2 (graus)
Observado
Bi
Bi2O
3
Bi12
NiO19
25 30 35 40 45 50 55
64
O aumento da temperatura propicia a nucleaccedilatildeo das fases de Bi2O3 e Bi12NiO19 em
detrimento da diminuiccedilatildeo da fase Bi3Ni
O refinamento pelo meacutetodo de Rietveld para amostra que sofreu tratamento teacutermico
apresentou uma boa concordacircncia para os perfis calculado e experimental Nesse refinamento
foi utilizado o CIF modificado de Bi12NiO19 Na Figura 46 temos o padratildeo experimental e o
calculado obtidos no refinamento pelo MR
Figura 46 Padratildeo observado e experimental refinado pelo MR para amostra tratada termicamente
Compara-se na Figura 47 os difratogramas obtidos para amostra tratada termicamente e
para o DRX in situ a temperatura de 350 oC eacute possiacutevel identificar a correspondecircncia entre os
picos entretanto eacute notaacutevel a diferenccedila na linha de base do difratograma referente ao DRX in
situ contra o DRX da amostra submetida a tratamento teacutermico Pode-se concluir que para
ocorrer a cristalizaccedilatildeo da fase amorfa eacute necessaacuterio que a temperatura do tratamento teacutermico seja
superior a 550 0C
10 20 30 40 50 60 70 80
Inte
nsid
ade (
ua
)
2 (graus)
Calculado
Experimental
Residual
Pos Tratamento Teacutermico
65
Outro fenocircmeno perceptiacutevel eacute o deslocamento em 2θ da posiccedilatildeo dos picos O
difratograma da amostra que foi ao forno do DRX tem a posiccedilatildeo dos seus picos deslocados para
direita em comparaccedilatildeo ao observado no CIF do Bi12NiO19 e no DRX da amostra que passou
por tratamento teacutermico Podemos associar esse deslocamento a contraccedilatildeo do volume da ceacutelula
unitaacuteria Considerando o valor padratildeo do volume do composto Bi12NiO19 constante na tabela
5 ocorreu uma reduccedilatildeo de volume de aproximadamente 155 para amostra tratada
termicamente e uma variaccedilatildeo positiva de 005 para amostra do DRX in situ Na Figura 47
plotamos juntos os difratogramas da amostra tratada termicamente da amostra que realizou a
medida in situ a 350 0C e o CIF do Bi12NiO19
Figura 47 Difratogramas das amostras apoacutes tratamento teacutermico e DRX in situ em conjunto com o
CIF do Bi12NiO19
O tratamento teacutermico realizado produziu o resultado esperado cristalizando a fase
amorfa As fases presentes na amostra apoacutes a realizaccedilatildeo do tratamento estatildeo em conformidade
agraves encontradas nas medidas de DRX in situ
20 30 40 50 60 70 80
Bi
Inte
nsid
ade (
u a)
2 (graus)
Bi
20 25 30 35 40 45
66
5 CONCLUSAtildeO
A sintetizaccedilatildeo do composto nanoestruturado de Bi3Ni foi realizado de modo eficiente
apoacutes 13 horas de moagem mecacircnica
As medidas de difraccedilatildeo de Raio X possibilitaram acompanhar a evoluccedilatildeo estrutural e a
nucleaccedilatildeo da fase de Bi3Ni O refinamento realizado pelo Meacutetodo de Rietveld proporcionou a
quantificaccedilatildeo dos paracircmetros cristalograacuteficos tais como paracircmetros de rede volume da ceacutelula
unitaacuteria fraccedilatildeo das fases presentes e tamanho de cristalito Os fatores de qualidade e
convergecircncia alcanccedilaram valores satisfatoacuterios correspondendo a exata simulaccedilatildeo do padratildeo
observado
A anaacutelise teacutermica realizada por meio das medidas de DRX in situ permitiu o estudo da
estabilidade teacutermica e o acompanhamento da evoluccedilatildeo estrutural da amostra em funccedilatildeo da
temperatura Foi possiacutevel identificar duas novas fases presentes o Bi2O3 e Bi12NiO19 nucleadas
agraves custas da fase de Bi3Ni Na temperatura de 350 oC a amostra eacute composta das fases Bi12NiO19
Bi2O3 e Bi
As medidas de DSC realizadas ateacute a temperatura de 550 oC e com quatro diferentes
taxas de aquecimento foram utilizadas para se calcular com o uso da equaccedilatildeo de Kissinger a
energia de ativaccedilatildeo (Ea) necessaacuteria para promover a nucleaccedilatildeo do composto Bi12NiO19 que eacute de
12465 kJmol
O tratamento teacutermico no forno ateacute 800 oC promoveu o relaxamento dos defeitos e
tensotildees causadas durante a moagem mecacircnica e a cristalizaccedilatildeo da fase amorfa natildeo sendo mais
possiacutevel identificar no DRX realizado o perfil referente a essa fase Identificou-se novamente a
fase Bi12NiO19 aleacutem da ocorrecircncia das fases de Bi2O3 e Bi jaacute identificadas nas medidas de
DRX in situ confirmando a consistecircncia dos resultados obtidos por dois ensaios diferentes
Pocircde-se verificar o mesmo fenocircmeno em todos os ensaios que envolveram o
aquecimento da amostra Ao aquecer-se o Bi3Ni ocorre um processo de oxidaccedilatildeo que resulta
na formaccedilatildeo da fase de Bi2O3 e a fase de Bi12NiO19 todas associadas ao consumo de Bi da fase
Bi3Ni
Para realizaccedilatildeo de estudos futuros com o intuito de se obter a fase uacutenica de Bi3Ni
pode-se alterar ligeiramente as massas dos produtos com a adiccedilatildeo de um pouco de niacutequel
67
Pode-se melhorar o controle das condiccedilotildees de realizaccedilatildeo dos tratamentos teacutermicos com o
intuito de se evitar a oxidaccedilatildeo A realizaccedilatildeo de medidas de DSC ateacute a temperatura de 800 0C
poderaacute revelar picos exoteacutermicos e propiciar condiccedilotildees para se calcular a energia necessaacuteria
para promover a cristalizaccedilatildeo da fase amorfa
68
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[51] BORGES Z V Caracterizaccedilatildeo estrutural teacutermica e oacuteptica da liga nanoestruturada
SnSe2 produzida por mechanical alloying 68f Dissertaccedilatildeo (Ciecircncia e Engenharia de
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em lthttpssubversionxorapsanlgovtracEXPGUIgt Acesso em 08 mar 2017
[53] ASSUNCcedilAtildeO M C Estudo da liga nanoestruturada Cu2Sb produzida por siacutentese
mecacircnica 71f Dissertaccedilatildeo (Mestrado em Fiacutesica) Universidade Federal do Amazonas UFAM
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[57] SAAL J E et al Materials Design and Discovery with High-Throughput Density
Functional Theory The Open Quantum Materials Database (OQMD) JOM n65 p1501-
1509 2013
A Shirley Raphael e Fernanda pelo amor carinho e
compreensatildeo demonstrados durante essa caminhada
estaremos juntos sempre e para sempre
AGRADECIMENTOS
Nesse momento especial natildeo poderia deixar de agradecer as pessoas que tornaram
possiacutevel a realizaccedilatildeo desse sonho
Ao meu orientador Prof Dr Sergio Michielon de Souza pelo inestimaacutevel
conhecimento transmitido e excelente orientaccedilatildeo mas principalmente por sua paciecircncia e
sabedoria em reconhecer minhas limitaccedilotildees e virtudes
Aos professores Dr Edgar Sanches e Dr Hidembergue Frota pelas preciosas
consideraccedilotildees na qualificaccedilatildeo desse trabalho
Ao Prof Dr Lizandro (IFAM) por permitir o acesso ao Laboratoacuterio de Siacutentese e
Caracterizaccedilatildeo de Nanomateriais (LSCN) onde foi realizado a moagem da amostra e ao Prof
Dr Newton (UFAM) por permitir o uso do DSC no Laboratoacuterio de Termociecircncias
Aos amigos que tive o privileacutegio de conviver e trocar experiecircncias durante o periacuteodo do
mestrado Mitsuo Leonardo Aeacutercio Meg Joelma Querem Thiago Carla e um agradecimento
especial ao Mieacutecio responsaacutevel pela execuccedilatildeo das medidas de raio X no Laboratoacuterio de
Materiais
A Fundaccedilatildeo de Amparo agrave Pesquisa e Ensino no Amazonas ndash FAPEAM pelo
apoio financeiro
Por fim agradeccedilo as pessoas que fazem cada conquista valer a pena Shirley
Raphael e Fernanda pois vocecircs me ensinam liccedilotildees que vatildeo muito aleacutem da vida acadecircmica me
apontando e conduzindo para um caminho repleto de realizaccedilotildees
ldquoA pesquisa baacutesica eacute como atirar uma flecha para o ar e onde ela cair pintar um alvordquo
(Homer Adkins Burton)
3
RESUMO
A partir da mistura dos poacutes elementares de bismuto (Bi) e niacutequel (Ni) foi produzido o
composto nanoestruturado de Bi3Ni utilizando a teacutecnica de Siacutentese Mecacircnica As propriedades
estruturais da amostra foram investigadas por difraccedilatildeo de raios X combinado com o meacutetodo de
Rietveld Com o objetivo de estudar a estabilidade teacutermica e acompanhar o comportamento
estrutural da amostra em funccedilatildeo da temperatura foram realizadas medidas de DRX in situ
aleacutem de medidas de calorimetria diferencial de varredura ndash DSC O processo de moagem
totalizou 19 horas apoacutes a deacutecima terceira hora de moagem natildeo haacute ocorrecircncia de novas fases
apenas ocorreu uma melhora da taxa de cristalizaccedilatildeo e uma diminuiccedilatildeo do tamanho de cristalito
Encontra-se presente um pico alargado A forma perfil dessa elevaccedilatildeo eacute um forte indicio do
aparecimento de uma fase amorfa Os resultados do DSC em conjunto com DRX revelam a
dinacircmica de nucleaccedilatildeo e transformaccedilatildeo de novas fases como o Bi12NiO19 e o Bi2O3 que passam
a se formar agrave medida que a amostra eacute aquecida Com a utilizaccedilatildeo da equaccedilatildeo de Kissinger foi
possiacutevel calcular a energia necessaacuteria para nucleaccedilatildeo desta nova fase Realizou-se um
tratamento teacutermico com a finalidade de promover a cristalizaccedilatildeo da fase amorfa presente bem
como de estudar a evoluccedilatildeo estrutural do composto em funccedilatildeo da temperatura O meio utilizado
para sintetizaccedilatildeo da liga Bi3Ni mostrou-se eficiente e as anaacutelises estruturais e teacutermicas utilizadas
nesse trabalho demonstram a concordacircncia e a consistecircncia dos resultados obtidos e dos
objetivos propostos
Palavras-chave Difraccedilatildeo raios X (DRX) siacutentese mecacircnica Meacutetodo de Rietveld
4
ABSTRACT
From the mixture of the elementary powders of bismuth (Bi) and nickel (Ni) the
nanostructured compound of Bi3Ni was produced using the Mechanical Synthesis technique
The structural properties of the sample were investigated by X-ray diffraction combined with
the Rietveld method In order to study the thermal stability and to follow the structural behavior
of the sample as a function of temperature XRD measurements were performed in situ in
addition to differential scanning calorimetry (DSC) measurements The milling process totaled
19 hours after the thirteenth hour of milling there was no occurrence of new phases only an
improvement of the crystallization rate and a decrease of the crystallite size occurred An
enlarged peak is present the shape and profile of this elevation is a strong indication of the
appearance of an amorphous phase The results of the DSC together with XRD clarify the
dynamics of nucleation and transformation of new phases such as Bi12NiO19 and Bi2O3 which
starts to form as the sample is heated With the use of the Kissinger equation it was possible to
calculate the energy required for nucleation of this new phase A thermal treatment was carried
out in order to promote the crystallization of the present amorphous phase as well as to study
the structural evolution of the compound as a function of temperature The medium used to
synthesize the Bi3Ni alloy proved to be efficient and the structural and thermal analyzes used
in this work demonstrate the consistency and consistency of the results obtained and the
proposed objectives
Keywords Diffraction X-rays (DRX) mechanical synthesis Method of Rietveld
5
LISTA DE FIGURAS
Figura 1 Projeccedilatildeo dos eixos a b c e em perspectiva respectivamente do Bi (ICSD 64703) 10
Figura 2 Projeccedilatildeo do eixo a e em perspectiva respectivamente do Ni (ICSD 41508) 10
Figura 3 Projeccedilatildeo dos eixos a b e c do composto Bi3Ni (ICSD 391336) 12
Figura 4 Representaccedilatildeo em perspectiva do arranjo octaeacutedrico da cadeia de Bi3Ni (ICSD 391336) 12
Figura 5 Diagrama de Fases Bi-Ni e entalpia de formaccedilatildeo do Bi3Ni e BiNi 14
Figura 6 As 14 redes de Bravais 16
Figura 7 Representaccedilatildeo das fases presentes no processo de SM 18
Figura 8 Modelo de um material nanomeacutetrico Os ciacuterculos pretos e brancos representam
respectivamente a componente cristalina e a interfacial 19
Figura 9 Representaccedilatildeo geomeacutetrica da Lei de Bragg 22
Figura 10 Padratildeo de difraccedilatildeo para Cristal perfeito cristal real e liquido ou amorfo
respectivamente 24
Figura 11 Representaccedilatildeo esquemaacutetica de um difratocircmetro 25
Figura 12 Diagrama de blocos com ordem dos procedimentos para iniacutecio do refinamento no
EXPGUI 31
Figura 13 Interface do EXPGUI para refinamento dos paracircmetros 32
Figura 14 Ilustraccedilatildeo da configuraccedilatildeo de um DSC e do fluxo de calor 34
Figura 15 Representaccedilatildeo graacutefica dos padrotildees geneacutericos de picos apresentados no DSC 34
Figura 16 Moinho High Energy Ball Mill Emax 37
Figura 17 Preparaccedilatildeo e selagem do vaso de moagem 38
Figura 18 Preparaccedilatildeo da amostra para realizaccedilatildeo de DRX 39
Figura 19 Difratocircmetro de Raio-X modelo Empyrean da PANalytical 40
Figura 20 Preparaccedilatildeo da amostra e porta amostra no forno do DRX 41
Figura 21 Rampa de aquecimento para medidas in situ de DRX 41
Figura 22 Forno utilizado para realizar o tratamento teacutermico 43
Figura 23 Equipamento utilizado para realizar o DSC 43
Figura 24 Padratildeo de difraccedilatildeo observado para amostra e Bi3Ni durante todo intervalo de moagem 44
Figura 25 Difratograma obtido apoacutes a primeira hora de moagem 45
6
Figura 26 Difratograma da amostra moiacuteda durante 4 horas (curva com ruiacutedo) e o padratildeo
idealizado do Bi3Ni calculado a partir do arquivo CIF (cartatildeo ICSD no 391336) 46
Figura 27 Padratildeo observado no DRX (4horas) calculado e residual obtidos no refinamento
pelo MR 46
Figura 28 Fraccedilatildeo das fases de Ni Bi e Bi3Ni em funccedilatildeo do tempo de moagem 48
Figura 29 Tamanho meacutedio de cristalito de Bi3Ni em funccedilatildeo do tempo de moagem 49
Figura 30 Comparaccedilatildeo das funccedilotildees de background para a amostra moiacuteda por 10 13 16 e
19 horas 50
Figura 31 Formaccedilatildeo da fase amorfa na amostra de Bi3Ni apoacutes 19 horas de moagem 51
Figura 32 Difratograma da amostra moiacuteda 19h em conjunto com os CIFs de o Bi3Ni Bi e Bi2O3 52
Figura 33 Difratograma da amostra moiacuteda 19h e refinada por meacutetodo de Rietveld partindo dos
CIFs do Bi3Ni Bi e Bi2O3 52
Figura 34 Padratildeo observado nos DRX da amostra submetida a aquecimento 54
Figura 35 Padratildeo obtidos no refinamento pelo MR para amostra aquecida a 250 0C 55
Figura 36 Fraccedilotildees de fase em funccedilatildeo da temperatura de realizaccedilatildeo do DRX in situ 56
Figura 37 Padratildeo observado no DRX da amostra em 350 oC em comparaccedilatildeo com o CIF das fases
constituintes 57
Figura 38 Projeccedilatildeo do eixo a e em perspectiva do Bi12NiO19 57
Figura 39 Padratildeo obtidos no refinamento pelo MR para amostra aquecida a 350 0C 58
Figura 40 Fotografia do forno do DRX antes a apoacutes a realizaccedilatildeo das medidas 59
Figura 41 Termograma DSC plotados em conjunto para os diferentes fluxos de calor 60
Figura 42 Espectros DSC com as temperaturas de pico e suas respectivas taxas de aquecimento 60
Figura 43 Graacutefico linear do ln1205911198791198882 versus 1119879119888 61
Figura 44 Difratograma da amostra apoacutes tratamento teacutermico 62
Figura 45 Difratograma da amostra apoacutes tratamento teacutermico em conjunto com os CIFs de Bi
Bi2O3 e Bi12NiO19 63
Figura 46 Padratildeo observado e experimental refinado pelo MR para amostra tratada termicamente 64
Figura 47 Difratogramas das amostras apoacutes tratamento teacutermico e DRX in situ em conjunto
com o CIF do Bi12NiO19 65
7
LISTA DE TABELAS
Tabela 1 Principais variaacuteveis envolvidas no processo de siacutentese mecacircnica 21
Tabela 2 Relaccedilatildeo entre os fatores instrumentais e os efeitos sobre os picos de DRX 26
Tabela 3 Correlaccedilotildees e definiccedilotildees para as variaacuteveis envolvidas no refinamento pelo
MR no EXPGUI 33
Tabela 4 Valores de Rwp e 1205362 obtidos nos refinamentos realizados durante o processo de
moagem mecacircnica 47
Tabela 5 Valores de Chi2 e de Rwp obtidos nos refinamentos realizados durante o
processo de aquecimento 55
Tabela 6 Paracircmetros da ceacutelula unitaacuteria da estrutura Bi12NiO19 58
Tabela 7 Fraccedilotildees das fases apoacutes tratamento teacutermico e DRX in situ a 350 oC 63
8
SUMAacuteRIO
DEDICATOacuteRIA 3
AGRADECIMENTOS 6
RESUMO 3
ABSTRACT 4
LISTA DE FIGURAS 5
LISTA DE TABELAS 7
SUMAacuteRIO 8
1 INTRODUCcedilAtildeO 9
2 FUNDAMENTACcedilAtildeO TEOacuteRICA 12
21 O composto Bi3Ni 12
22 Estruturas Cristalinas 15
23 Siacutentese Mecacircnica 17
24 Difraccedilatildeo de Raios X 21
241 Difratocircmetro 24
25 Meacutetodo de Rietveld 26
251 Iacutendices de avaliaccedilatildeo da qualidade do refinamento 30
252 GSAS-EXPGUI 31
25 Calorimetria Diferencial de Varredura 33
3 PROCEDIMENTOS EXPERIMENTAIS 36
31 Produccedilatildeo da Amostra 36
32 Siacutentese Mecacircnica 36
33 Difraccedilatildeo de Raios X 39
34 Refinamento pelo Meacutetodo de Rietveld 41
35 Tratamento Teacutermico 42
36 Calorimetria Diferencial de Varredura (DSC) 43
4 RESULTADOS E DISCUSSOtildeES 44
41 Evoluccedilatildeo estrutural 44
42 Medidas de DRX in situ 53
43 Calorimetria Diferencial de Varredura (DSC) 59
44 Tratamento teacutermico 62
5 CONCLUSAtildeO 66
6 REFEREcircNCIAS 68
9
1 INTRODUCcedilAtildeO
Os materiais nanoestruturados satildeo definidos como materiais policristalinos de fase
simples ou multifaacutesicos com tamanho de gratildeo na ordem de nanocircmetros tipicamente menores
que 100 nm [1]
O estudo e a pesquisa dos materiais nanoestruturados vem nos uacuteltimos anos
despertando interesse na comunidade cientiacutefica Por causa dessas pequenas dimensotildees esses
materiais satildeo estruturalmente caracterizados por uma grande fraccedilatildeo volumeacutetrica de contornos
de gratildeo ou interfaces os quais podem alterar significativamente uma variedade de
propriedades fiacutesicas e quiacutemicas quando comparadas aos materiais cristalinos convencionais
(normalmente denominados bulk) [2]
Pode-se exemplificar essas mudanccedilas nas propriedades fiacutesicas utilizando-se como
exemplo o comportamento do ouro (Au) que apresenta uma reduccedilatildeo em seu ponto de fusatildeo
quando se encontra na forma nanoestruturada Enquanto que na forma de bulk o ouro possui
ponto de fusatildeo de aproximadamente 1064 degC na forma nanomeacutetrica (com cristais menores
que 5 nm) seu ponto de fusatildeo eacute da ordem de 300 degC [3]
Os materiais nanoestruturados podem ser sintetizados de diversas formas como por
exemplo eletrodeposiccedilatildeo [4] spray pyrolysis [5] sol-gel [6] deposiccedilatildeo de vapor fiacutesico [7]
solidificaccedilatildeo raacutepida [8] siacutentese mecacircnica [9] dentre outros As metodologias e teacutecnicas de
siacutentese podem alterar consideravelmente as propriedades dos compostos resultantes isso se
deve ao fato desses materiais nanoestruturados serem metaestaacuteveis e suas propriedades
dependerem do modo de preparaccedilatildeo da variaccedilatildeo do tempo temperatura pressatildeo Em geral
nos materiais nanoestruturados a componente interfacial ou contornos de gratildeo podem
corresponder a ateacute 50 do volume do material [10]
Neste trabalho utilizou-se a teacutecnica de siacutentese mecacircnica (SM) para produccedilatildeo de um
composto contendo bismuto e niacutequel a qual possibilita a produccedilatildeo de nanoestruturados em
temperaturas proacutexima a ambiente obtenccedilatildeo de ligas com elementos de alto ponto de fusatildeo
aleacutem de promover a deformaccedilatildeo plaacutestica das ceacutelulas unitaacuterias
O bismuto eacute um elemento quiacutemico de siacutembolo Bi com nuacutemero atocircmico (Z) igual a 83
e massa atocircmica igual a 2089 gmol Na temperatura ambiente o bismuto encontra-se no estado
soacutelido possuindo temperatura de fusatildeo de aproximadamente 271degC Eacute um elemento pesado
10
fraacutegil trivalente cristalino de coloraccedilatildeo rosaacutecea que se assemelha quimicamente ao arsecircnio e
ao antimocircnio
Eacute o mais diamagneacutetico de todos os metais e com a condutividade teacutermica mais baixa
entre todos os elementos exceto do mercuacuterio De todos os metais eacute o que menos conduz
corrente eleacutetrica O bismuto possui ceacutelula unitaacuteria romboeacutedrica e grupo espacial R-3m
A Figura 1 ilustra a ceacutelula unitaacuteria do Bi projetada nos eixos a b c e em uma perspectiva que
possibilita uma visualizaccedilatildeo tridimensional do elemento [11]
Figura 1 Projeccedilatildeo dos eixos a b c e em perspectiva respectivamente do Bi (ICSD 64703)
O niacutequel eacute um elemento quiacutemico de siacutembolo Ni nuacutemero atocircmico 28 e de massa
atocircmica 587 gmol Na temperatura ambiente encontra-se no estado soacutelido possuindo
temperatura de fusatildeo de aproximadamente 1455degC Eacute um metal de transiccedilatildeo de coloraccedilatildeo
branco-prateada condutor de eletricidade e calor duacutectil e maleaacutevel sendo bastante resistente
a corrosatildeo A amostra utilizada neste trabalho possui ceacutelula unitaacuteria cuacutebica e grupo espacial
Fm-3m A Figura 2 ilustra a ceacutelula unitaacuteria do Ni projetada no eixo a e em uma perspectiva que
possibilita uma visualizaccedilatildeo tridimensional do elemento [11]
Figura 2 Projeccedilatildeo do eixo a e em perspectiva respectivamente do Ni (ICSD 41508)
11
Este trabalho teve como objetivos sintetizar por moagem mecacircnica o composto de
Bi3Ni nanoestruturado realizar o estudo de suas propriedades estruturais antes e apoacutes os
tratamentos teacutermicos As principais teacutecnicas experimentais usadas nesta dissertaccedilatildeo foram a
difraccedilatildeo de raios X (DRX) para acompanhamento da evoluccedilatildeo estrutural da amostra em funccedilatildeo
do tempo de moagem o refinamento dos paracircmetros estruturais pelo meacutetodo de Rietveld
medidas DSC e de DRX in situ para estudar a estabilidade teacutermica bem como o comportamento
estrutural da amostra em funccedilatildeo da temperatura e um tratamento teacutermico para cristalizar a fase
amorfa presente
12
2 FUNDAMENTACcedilAtildeO TEOacuteRICA
21 O composto Bi3Ni
O composto intermetaacutelico Bi3Ni possui estrutura ortorrocircmbica e grupo espacial Pnma
possuindo um arranjo octaeacutedrico onde os aacutetomos de bismuto formam a matriz e os aacutetomos de
niacutequel formam uma cadeia linear [12]
Na Figura 3 projeta-se a ceacutelula unitaacuteria do Bi3Ni nos eixos a b c respectivamente
Figura 3 Projeccedilatildeo dos eixos a b e c do composto Bi3Ni em verde estaacute representado os aacutetomos de
niacutequel cartatildeo ICSD nordm 391336
Na Figura 4 representa-se o arranjo octaeacutedrico da cadeia de Bi3Ni onde eacute possiacutevel
identificar a cadeia linear formada pelo niacutequel
Figura 4 Representaccedilatildeo em perspectiva do arranjo octaeacutedrico da cadeia de Bi3Ni (ICSD 391336)
13
Relata-se na literatura que os principais meacutetodos para a obtenccedilatildeo do composto Bi3Ni
satildeo eletrodeposiccedilatildeo por meio quiacutemico ou solidificaccedilatildeo raacutepida Trabalhos cientiacuteficos
descreveram que a produccedilatildeo da amostra de Bi3Ni ocorreu por fusatildeo dos compostos Bi e Ni num
forno de resistecircncia a 1100 degC durante 3 dias [13]
O composto intermetaacutelico Bi3Ni apresenta supercondutividade a temperatura criacutetica de
41 K e embora essa caracteriacutestica seja conhecida desde 1951 escassos trabalhos tinham sido
publicados ateacute o iniacutecio do seacuteculo XXI As pesquisas no campo da supercondutividade tecircm
produzido a cada dia compostos com maiores temperaturas criticas (Tc) tal fato tem ajudado
os pesquisadores a desvendar os misteacuterios envolvendo a supercondutividade a Tc maiores que
40K [1415]
Novos trabalhos envolvendo as propriedades supercondutoras do Bi3Ni voltaram a ser
objeto de estudo especialmente apoacutes a constataccedilatildeo que alguns materiais quando submetidos a
pressatildeo tem sua temperatura criacutetica aumentada ligas contendo Fe na base de oxypnictides
(classe de material que inclui o oxigecircnio ao 15deg grupo da tabela perioacutedica grupo do nitrogecircnio)
apresentaram Tc de 43 K tal elevaccedilatildeo foi tambeacutem constatada com a substituiccedilatildeo de alguns
elementos na composiccedilatildeo das ligas obtendo-se Tc de 55K (SmFeAsO1-xFx) [16]
Recentemente um composto que contem CeNi08Bi2 passou a ser estudado como
componente na formaccedilatildeo de compostos do grupo de oxypnictides Estudos com espectroscopia
de tunelamento revelaram que o Bi3Ni eacute um supercondutor fortemente ligado [17]
A supercondutividade e o ferromagnetismo dois estados fundamentais da mateacuteria
condensada observam-se como sendo altamente competitivos em quase todos os materiais
Interaccedilotildees predominantemente ferromagneacuteticas destroem a supercondutividade por criarem
uma transiccedilatildeo de fase reentrante como observado nos compostos ErRh4B4 HoMo6S8 Soacute
muitos poucos compostos que foram identificados ateacute agora mostram uma coexistecircncia destes
estados fundamentais concorrentes Dentro desse escasso grupo encontra-se o Bi3Ni
nanoestruturado no qual comprovou-se a coexistecircncia de supercondutividade e
ferromagnetismo [1819]
As propriedades termodinacircmicas do composto Bi-Ni continuam sendo alvo de estudos
Recentemente diversos trabalhos sobre esse tema foram publicados [2021] Esses trabalhos
descrevem a construccedilatildeo de diagramas de fases do Bismuto com os elementos metaacutelicos Fe Cr
e Ni de onde constata-se que a mostra com Fe e Cr tecircm leve solubilidade no Bi Para
14
temperaturas menores que 920 degC a solubilidade de Fe e Cr em Bi(Liacutequido) eacute menor que 10-3 em
at Por sua vez o niacutequel dissolve-se prontamente em Bi(L) O niacutequel eacute o uacutenico componente de
accedilo inoxidaacutevel que faz compostos intermetaacutelicos com Bi [12]
Pesquisas apontam para outras propriedades e aplicaccedilotildees de ligas ternaacuterias contendo os
elementos Bi e Ni A liga BiInNi contendo diversas proporccedilotildees estequiomeacutetricas foi estudada
sob a oacutetica de um possiacutevel potencial desse material como semicondutor [21]
Outra aplicaccedilatildeo recente utilizando o composto de bismuto e niacutequel vem despertando o
interesse tecnoloacutegico Sabe-se que esforccedilos crescentes tecircm sido realizados na busca por soldas
livres de chumbo adequadas devido agrave influecircncia prejudicial do chumbo ao ambiente e a sauacutede
humana As ligas agrave base de Sn com diferentes aditivos como Ag Bi Cu In Sb e Zn satildeo
potenciais candidatos como soldas livres de chumbo As ligas Sn-Bi com baixo ponto de fusatildeo
satildeo desenvolvidas para soldar os componentes sensiacuteveis agrave elevadas temperaturas [22]
Na Figura 5 apresenta-se o diagrama de fases do sistema Bi-Ni [23] Verifica-se que a
temperatura de fusatildeo do composto Bi3Ni em funccedilatildeo da maior quantidade de bismuto eacute menor
que a do composto BiNi
Figura 5 Diagrama de Fases Bi-Ni [23]
15
22 Estruturas Cristalinas
A estrutura dos materiais soacutelidos eacute resultado da natureza de suas ligaccedilotildees quiacutemicas a
qual define a distribuiccedilatildeo espacial de seus aacutetomos iacuteons ou moleacuteculas Parte dos materiais
comumente aplicados na engenharia exibe um arranjo geomeacutetrico de seus aacutetomos bem definido
constituindo assim uma estrutura cristalina Os materiais cristalinos independentemente do tipo
de ligaccedilatildeo que possuem satildeo aqueles que apresentam estrutura atocircmica tridimensional perioacutedica
de longo alcance
A partir da definiccedilatildeo de estrutura cristalina como sendo um conjunto de posiccedilotildees
atocircmicas iocircnicas ou moleculares repetitivas pode-se descrever o cristal partindo-se de uma
estrutura baacutesica que se repete ao longo de toda estrutura Essa estrutura denominada ceacutelula
unitaacuteria pode ser definida como a menor porccedilatildeo do cristal que ainda conserva as propriedades
originais dele Para definir a ceacutelula unitaacuteria adota-se valores especiacuteficos que satildeo associados agraves
unidades de medidas dos eixos de referecircncia e aos acircngulos entre esses eixos definidos como
paracircmetros de rede
Define-se entatildeo os sistemas cristalinos que incluem todas as possiacuteveis geometrias de
divisatildeo do espaccedilo por superfiacutecies planas continuas Soacute existem 7 tipos de sistemas cristalinos
que preenchem totalmente o espaccedilo Entretanto os sistemas cristalinos satildeo apenas entidades
geomeacutetricas Quando ldquocoloca-serdquo aacutetomos dentro desses sistemas formam-se redes
cristalinas[24]
Em 1848 o francecircs August Bravais demonstrou ser possiacutevel geometricamente a
construccedilatildeo de 14 tipos de ceacutelulas unitaacuterias isto eacute todas as redes cristalinas possiacuteveis podem
ser geradas por 14 tipos de ceacutelulas Essas redes satildeo chamadas redes de Bravais
Na Figura 6 pode-se identificar os 7 tipos de sistemas cristalinos (cuacutebico tetragonal
ortorrocircmbico romboeacutedrico monocliacutenico hexagonal e tricliacutenico) e as configuraccedilotildees possiacuteveis
para esses sistemas formando as 14 redes de Bravais [24]
16
Figura 6 As 14 redes de Bravais [24]
Os cristais podem ser classificados segundo os grupos pontuais de operaccedilotildees de simetria
que une suas faces Os grupos pontuais ou classes cristalinas representam a simetria ou
combinaccedilotildees de simetria que levam a um padratildeo de repeticcedilatildeo distinto Toda e qualquer
moleacutecula pode ser classificada em um dos 32 grupos pontuais possiacuteveis
Os 32 grupos pontuais possiacuteveis satildeo formados pelos 10 elementos baacutesicos de simetria e
mais 22 combinaccedilotildees entre estes Apenas 22 combinaccedilotildees satildeo possiacuteveis pois muitas levam a
repeticcedilotildees de simetria e outras satildeo incompatiacuteveis com a simetria cristalina ou seja os elementos
de simetria natildeo podem ser combinados arbitrariamente [24]
17
Uma vez que as operaccedilotildees de simetria de cada um dos 32 grupos pontuais
cristalograacuteficos satildeo aplicadas as 14 redes de Bravais tem-se 230 grupos espaciais que
descrevem de maneira uniacutevoca todo o arranjo de objetos idecircnticos dispostos num reticulo
perioacutedico infinito
23 Siacutentese Mecacircnica
Do ponto de vista termodinacircmico um cristal perfeito (um soacutelido livre de defeitos
estruturais fora do equiliacutebrio) eacute o soacutelido que apresenta a menor energia livre de Gibbs e suas
propriedades fiacutesicas satildeo bem determinadas Poreacutem na natureza eacute difiacutecil encontrar cristais livres
de defeitos Esses somente satildeo sintetizados em laboratoacuterios sob condiccedilotildees extremamente
controladas Eacute conhecido que as propriedades fiacutesicas de cristais possuindo defeitos apresentam
desvios em relaccedilatildeo agraves medidas para os cristais perfeitos Esses desvios satildeo tatildeo maiores quanto
maior for a concentraccedilatildeo de defeitos Uma variaccedilatildeo tambeacutem eacute verificada na energia livre de
Gibbs pois sabe-se que centros de defeitos armazenam energia em soacutelidos [2]
A siacutentese mecacircnica (SM) eacute uma teacutecnica de moagem de um mono poacute ou de uma mistura
de dois ou mais poacutes de um composto Eacute comum encontrar na literatura outro termo utilizado
para designar o tratamento de partiacuteculas em poacute no moinho de alta energia Normalmente
associa-se o termo siacutentese mecacircnica ou Mechanical Alloying (MA) ao processo no qual a
mistura de poacutes eacute moiacuteda em conjunto onde a transferecircncia de material que estaacute envolvida tem o
objetivo de se obter uma liga homogecircnea Por outro lado a moagem de poacutes tais como metais
puros onde a transferecircncia de material natildeo eacute necessaacuteria para a homogeneizaccedilatildeo denomina-se
simplesmente moagem mecacircnica ou Mechanical Milling (MM) [9]
De maneira praacutetica pode-se descrever o processo de siacutentese mecacircnica como a
colocaccedilatildeo da amostra no recipiente especiacutefico (normalmente chamado de jarro de moagem)
juntamente com esferas (preferencialmente do mesmo material que o recipiente) a realizaccedilatildeo
da selagem do recipiente para alguns materiais com o intuito de evitar a oxidaccedilatildeo ou ateacute
mesmo contaminaccedilatildeo realiza-se esse procedimento em um ambiente fechado (glove box) com
um gaacutes inerte e finalizando o processo tem-se a fixaccedilatildeo do recipiente no moinho e o iniacutecio do
processo de moagem [9]
18
Pode-se dividir fisicamente o processo de siacutentese mecacircnica de materiais em 4 estaacutegios
bem distintos [25]
I - Estaacutegio inicial as partiacuteculas satildeo deformadas plasticamente assumindo uma forma achatada
A ductilidade do material e energia fornecida no processo de moagem refletem diretamente na
intensidade dessa alteraccedilatildeo O acreacutescimo da aacuterea de superfiacutecie aumenta progressivamente a
probabilidade de soldagem a frio dessas partiacuteculas gerando um aumento do tamanho meacutedio da
partiacutecula
II ndash Segundo Estaacutegio as partiacuteculas satildeo soldadas a frio e requebradas favorecendo a formaccedilatildeo
de um poacute muito fino Eacute neste estaacutegio que ocorre tambeacutem a formaccedilatildeo de partiacuteculas compostas
denominadas de agregados Com o acuacutemulo de deformaccedilatildeo plaacutestica haacute um aumento do
encruamento e da resistecircncia mecacircnica das partiacuteculas Essa situaccedilatildeo aumenta a probabilidade
de fratura das partiacuteculas ou agregados
III ndash Terceiro Estaacutegio nesta fase um certo ldquoequiliacutebriordquo entre os processos de fratura e de
soldagem a frio eacute alcanccedilado Observa-se tambeacutem que as partiacuteculas alcanccedilam um tamanho fixo
Entretanto a energia livre de Gibbs continua a aumentar ateacute alcanccedilar uma saturaccedilatildeo
IV ndash Quarto Estagio eacute caracterizado pelo refinamento da microestrutura desses agregados
Na Figura 7 estatildeo ilustrados os quatro estaacutegios do processo de Siacutentese Mecacircnica
Figura 7 Representaccedilatildeo das fases presentes no processo de SM [25]
19
Eacute bem conhecido que a natureza procura estados fiacutesicos com a menor variaccedilatildeo da
energia livre de Gibbs Assim as substacircncias sob moagem mecacircnica podem ser transformadas
em novas substacircncias ou mudarem de fases cristalograacuteficas visando alcanccedilar esses estados de
menor energia Sabe-se que tais mudanccedilas envolvem determinados mecanismos fiacutesicos como
por exemplo difusatildeo atocircmica atraveacutes de contornos de gratildeos Os mecanismos fiacutesicos envolvidos
no processo SM ainda natildeo satildeo completamente entendidos [9]
Do ponto de vista estrutural cada poacute constituindo a mistura pode ser visto como sendo
formado por duas componentes uma cristalina que eacute sua estrutura cristalograacutefica original e
outra formada pelos centros de defeitos que eacute chamada de componente interfacial Em geral
nos materiais nanoestruturados a componente interfacial ou contornos de gratildeo podem
corresponder a ateacute 50 do volume do material [10]
A Figura 8 ilustra esquematicamente os cristalitos formado por ciacuterculos pretos e o
contorno de gratildeo por ciacuterculos brancos
Figura 8 Modelo de um material nanomeacutetrico Os ciacuterculos pretos e brancos representam
respectivamente a componente cristalina e a interfacial [10]
Embora a sistemaacutetica de preparaccedilatildeo e execuccedilatildeo da SM pareccedila ser simples o processo
possui diversas variaacuteveis que satildeo determinantes na qualidade e nas caracteriacutesticas do produto
final
A dimensatildeo das esferas utilizadas no processo interfere na eficiecircncia de moagem
Esferas grandes otimizam o processo desde que associadas a uma velocidade que permita a
20
transferecircncia da energia de impacto as partiacuteculas do poacute Aleacutem da dimensatildeo a massa das esferas
tambeacutem influencia no resultado final
A BPR (ball-to-powder weight ratio) ou razatildeo entre a massa das esferas e a massa do
poacute possui um efeito significante no tempo necessaacuterio para alcanccedilar uma fase particular na
amostra que estaacute sendo moiacuteda A BPR eacute inversamente proporcional ao tempo exigido na
moagem os valores de BPR podem variar de 11 ateacute valores de 220 1 Contudo BPR muito
grande pode gerar reaccedilotildees indesejaacuteveis como aumento na geraccedilatildeo de calor o que afetaria a
constituiccedilatildeo do poacute [2627]
A velocidade de rotaccedilatildeo do moinho estaacute diretamente associada agrave energia aplicada
atraveacutes de colisotildees das esferas com a amostra assim como na temperatura de processo da SM
Cada moinho possui uma velocidade criacutetica que define a otimizaccedilatildeo do desempenho do
processo Dessa forma deve-se analisar o quanto pode ser vantajoso ou prejudicial uma
temperatura elevada durante o processo da SM
Em alguns casos onde a difusatildeo eacute exigida para promover a homogeneizaccedilatildeo eou fusatildeo
do poacute pode ser vantajosa a elevaccedilatildeo da temperatura Poreacutem em outros casos o aumento da
temperatura pode acelerar o processo de transformaccedilatildeo e resultar na decomposiccedilatildeo de soluccedilotildees
soacutelidas supersaturadas ou outras fases metaestaacuteveis formadas durante a moagem tornando-se
uma desvantagem [26 27]
O paracircmetro mais importante para otimizaccedilatildeo do processo de siacutentese mecacircnica eacute a
determinaccedilatildeo do tempo de execuccedilatildeo Normalmente o tempo de moagem eacute escolhido com o
propoacutesito de conseguir um estado intermediaacuterio entre os estados de fratura e a fusatildeo a frio das
partiacuteculas do poacute A determinaccedilatildeo do tempo seraacute feita com base em vaacuterios paracircmetros como os
anteriormente mencionados Por isso eacute importante considerar que o niacutevel de contaminaccedilatildeo
pode aumentar e algumas fases indesejaacuteveis podem ser formadas quando o poacute eacute moiacutedo por
tempos maiores que o necessaacuterio [27]
A descriccedilatildeo das variaacuteveis adotadas durante o processo de SM eacute fundamental para
garantir a reprodutibilidade bem como para o estudo das influencias que cada paracircmetro pode
exercer sobre as caracteriacutesticas da amostra apoacutes o termino do processo [282930]
Assim apresenta-se na tabela 1 os principais paracircmetros relacionados a
reprodutibilidade do processo de siacutentese mecacircnica
21
Tabela 1 Principais variaacuteveis envolvidas no processo de siacutentese mecacircnica
24 Difraccedilatildeo de Raios X
A difraccedilatildeo de Raios X (DRX) eacute uma teacutecnica poderosa utilizada principalmente quando
se deseja realizar a caracterizaccedilatildeo estrutural de materiais Entretanto sua aplicaccedilatildeo eacute bem mais
ampla e versaacutetil sendo utilizada tambeacutem em aacutereas como a fiacutesica quiacutemica geologia
biotecnologia
Os raios X possuem energia suficiente para penetrarem nos soacutelidos e dessa forma se
mostram apropriados para investigarem estruturas internas Pode-se gerar raios X em
laboratoacuterio tanto pela desaceleraccedilatildeo dos eleacutetrons num alvo metaacutelico quanto pela excitaccedilatildeo dos
eleacutetrons dos aacutetomos alvo O primeiro processo fornece um espectro continuo e largo o segundo
fornece linhas acentuadas no espectro O meacutetodo normalmente utilizado nos equipamentos de
laboratoacuterio consiste em gerar os raios X fazendo com que um eleacutetron de alta energia gerado no
caacutetodo do tubo catoacutedico colida com um alvo metaacutelico acircnodo [31]
O feixe de raios X possui comprimento de onda (λ) caracteriacutestico que varia de acordo
com o material do acircnodo Para aplicaccedilotildees em cristalografia os comprimentos de onda mais
utilizados variam de 05 a 25 Ǻ Tal fato se justifica em virtude da proximidade desses valores
as menores distancias interatocircmicas observadas em materiais orgacircnicos e inorgacircnicos
PARAcircMETROS ENVOLVIDOS NO PROCESSO
1 Tipo de moinho usado
2 Tipo e material dos recipientes de moagem
3 Velocidade de moagem
4 Tempo de moagem
5 A BPR
6 Atmosfera de moagem
7 Agentes de controle de processo
8 Temperatura de moagem
22
O processo fiacutesico de espalhamento de difraccedilatildeo de raios X eacute o espalhamento elaacutestico dos
foacutetons pelos aacutetomos do material analisado que estatildeo dispostos na rede cristalina O
espalhamento ocorre quando o feixe de raios X atinge as nuvens eletrocircnicas que formam os
planos de um soacutelido cristalino em um determinado acircngulo onde uma porccedilatildeo da radiaccedilatildeo eacute
espalhada pela camada de aacutetomos superficiais e a outra parte do feixe natildeo espalhada penetra
na segunda camada de aacutetomos onde outra fraccedilatildeo eacute espalhada e o restante passa para terceira
camada e assim sucessivamente [3132] Pode-se observar uma representaccedilatildeo desse fenocircmeno
na Figura 9
Figura 9 Representaccedilatildeo geomeacutetrica da Lei de Bragg [28]
A teoria baacutesica que define o estudo de materiais cristalinos por difraccedilatildeo de raios X
baseia-se no princiacutepio de que as distribuiccedilotildees espaciais dos eleacutetrons no material definem
diferentes planos atocircmicos portanto esses planos atocircmicos espalham os raios X ndash vistos como
ondas ndash causando interferecircncia construtiva e destrutiva que se manifestam no padratildeo de raios
X como maacuteximos e miacutenimos respectivamente [33]
A ocorrecircncia de maacuteximos e miacutenimos pode ser explicada utilizando-se a Lei de Bragg
Utilizando o auxiacutelio geomeacutetrico da Figura 9 pode-se verificar que o caminho oacutetico percorrido
pelos raios X incidentes no primeiro plano do material eacute diferente do caminho percorrido pelos
feixes refratados no segundo plano A diferenccedila de caminho (δ) pode ser descrita como
δ = 2dhkl119904119890119899120579 (1)
Essa diferenccedila de percurso gera uma diferenccedila de fase (∆120593) entre as ondas refletidas que pode
ser expressa por
23
∆120593 = 2120587 δλfrasl (2)
onde λ eacute o comprimento de onda do feixe de raios X incidente Para um cristal perfeito e infinito
haveraacute interferecircncia construtiva somente quando δ = nλ onde n eacute um nuacutemero inteiro
Dessa forma a condiccedilatildeo para ocorrecircncia de interferecircncia construtiva pode ser expressa como
2119889ℎ119896119897119904119890119899120579 = 119899 λ (3)
Essa relaccedilatildeo eacute conhecia como a Lei de Bragg
Desse modo se o cristal for rotacionado cada conjunto de planos iraacute difratar a radiaccedilatildeo
quando o valor de 2dsenθ satisfizer a equaccedilatildeo Assim os dados de difraccedilatildeo satildeo coletados para
o cristal como um todo O arranjo de feixes difratados considerados em conjunto eacute
denominado padratildeo de difraccedilatildeo de cristal Se o material analisado estiver na forma de um poacute
de pequenos cristalitos aleatoriamente arranjados cada cristalito iraacute produzir seu proacuteprio padratildeo
de difraccedilatildeo [34]
Um ponto importante a ser considerado eacute que a intensidade determinada
experimentalmente definida como a intensidade total de cada difraccedilatildeo e que corresponde as
aacutereas delimitadas pelas respectivas curvas eacute maior que a prevista pela Lei de Bragg Tal
diferenccedila entre o padratildeo real e o previsto por Bragg reside no fato de o cristal natildeo ser perfeito
e nem infinito aleacutem dos feixes de raios X natildeo serem totalmente monocromaacuteticos e a radiaccedilatildeo
incidente natildeo corresponder a feixes perfeitamente paralelos Por tudo isso ao se observar um
padratildeo de raios X verifica-se que os picos possuem a forma de uma funccedilatildeo Gaussiana e natildeo a
de uma funccedilatildeo delta como previsto pela lei de Bragg Assim para valores ligeiramente
diferentes dos acircngulos de Bragg ocorreraacute tambeacutem difraccedilatildeo [35]
Se o material analisado for um liacutequido ou um soacutelido natildeo cristalino (amorfo) o padratildeo
obtido se caracteriza por uma quase completa ausecircncia de periodicidade uma certa ordem
apenas a pequenas distacircncias (de curto alcance) e uma preferecircncia estatiacutestica para uma distacircncia
interatocircmica particular Como consequecircncia os padrotildees tendem a possuir apenas um ou dois
picos alargados
Na Figura 10 ilustra-se as diferenccedilas tiacutepicas observadas nos padrotildees de difraccedilatildeo para
amostras de um cristal perfeito (A) um cristal real (B) e um liquido ou material amorfo (C)
24
Figura 10 Padratildeo de difraccedilatildeo para Cristal perfeito cristal real e liquido ou amorfo respectivamente
O estudo da direccedilatildeo e da intensidade do feixe difratado eacute importante pois permite obter
conclusotildees sobre o fator de estrutura de materiais cristalinos e de materiais amorfos As
intensidades relativas da difraccedilatildeo de estruturas cristalinas dependem do conteuacutedo da ceacutelula
unitaacuteria quanto ao nuacutemeros de eleacutetrons nos aacutetomos posiccedilotildees atocircmicas e da distribuiccedilatildeo
eletrocircnica nos aacutetomos Tem-se entatildeo o fator de estrutura que estaacute diretamente relacionado com
a intensidade das ondas espalhadas no fenocircmeno de difraccedilatildeo em materiais
241 Difratocircmetro
O difratocircmetro eacute constituiacutedo basicamente por um tubo de raios X um porta amostra
onde se incide a radiaccedilatildeo e um detector moacutevel Nos equipamentos modernos a geometria de
Bragg-Brentano se manteacutem com a diferenccedila de que a amostra permanece na posiccedilatildeo horizontal
podendo se movimentar apenas quando se utiliza um sistema de rotaccedilatildeo horizontal sobre o eixo
da amostra Nessa geometria um feixe de radiaccedilatildeo monocromaacutetica incide na amostra em forma
de poacute rotacionada de um acircngulo θ enquanto os dados satildeo coletados por um detector que se
move de 2θ [3637]
Uma representaccedilatildeo esquemaacutetica do funcionamento de um difratocircmetro pode ser vista
na Figura 11 Neste esquema verifica-se que o feixe de Raios X gerado pela fonte (A) sai do
tubo passando pela janela de beriacutelio em forma de uma linha O mesmo passa pela fenda soller
de placas paralelas passando em seguida pela fenda divergente e pela maacutescara que controlam
25
a aacuterea dos Raios X que incidem sobre a amostra (B) O feixe difratado passa pelas fendas anti-
espalhamento de recebimento e soller incidindo no detector (C) apoacutes passar por um
monocromador [353637]
Figura 11 Representaccedilatildeo esquemaacutetica de um Difratocircmetro [35]
As fendas soller tecircm como funccedilatildeo diminuir a divergecircncia axial de um feixe de raios X
A fenda divergente eacute utilizada para limitar a divergecircncia lateral do feixe de raios X de modo
que a superfiacutecie da amostra receba o maacuteximo possiacutevel da radiaccedilatildeo e ao mesmo tempo a
irradiaccedilatildeo do porta amostra seja evitada A maacutescara tem a funccedilatildeo de limitar a aacuterea linear
iluminada sobre a amostra [3839]
O feixe difratado eacute normalmente expresso atraveacutes de picos que se destacam do
background (ou linha de base) registrados num difratograma de intensidade versus o acircngulo
2θ As intensidades obtidas em acircngulos 2θ representadas atraveacutes dos picos nos difratogramas
correspondem agrave difraccedilatildeo do feixe incidente por um determinado conjunto de planos do cristal
que possuem mesma distacircncia interplanar cada qual com iacutendices de Miller hkl (reflexotildees hkl)
A intensidade a posiccedilatildeo angular (2θ) ou distacircncia interplanar (d) e o perfil satildeo as informaccedilotildees
obtidas de cada pico Cada composto cristalino apresenta um padratildeo difratomeacutetrico
caracteriacutestico permitindo sua identificaccedilatildeo atraveacutes das posiccedilotildees angulares e intensidades
relativas dos picos difratados [3639]
Na tabela 2 apresentam-se alguns fatores instrumentais e seus efeitos sobre as posiccedilotildees
forma e larguras dos picos de difraccedilatildeo [414243]
26
Tabela 2 Relaccedilatildeo entre os fatores instrumentais e os efeitos sobre os picos de DRX
25 Meacutetodo de Rietveld
O fiacutesico holandecircs Hugo M Rietveld desenvolveu em 1969 um meacutetodo para refinar
estruturas cristalinas a partir de modelos teoacutericos e de padrotildees de raios X (DRX) ou de necircutrons
[44 45]
O modelo matemaacutetico utilizado no Meacutetodo de Rietveld (MR) refina os perfis teoacutericos
dos picos de difraccedilatildeo de forma que estes perfis se aproximem dos perfis medidos O refinamento
possibilita determinar as propriedades cristalograacuteficas do material analisado como por
exemplo orientaccedilotildees preferenciais (textura) em alguns casos o tamanho meacutedio e a
microdeformaccedilatildeo de cristalitos e as dimensotildees da cela unitaacuteria [44]
Para executar o refinamento de estruturas o MR faz comparaccedilotildees do perfil real de uma
amostra (o observado ou experimental) com espectros teoacutericos calculados a partir de misturas
hipoteacuteticas de fases (o calculado) Compara-se pontualmente os valores obtidos atraveacutes da
diferenccedila entre as intensidades
Os valores satildeo ajustados utilizando-se o meacutetodo dos miacutenimos quadrados ateacute se
conseguir a melhor concordacircncia possiacutevel do padratildeo experimental com o calculado [46]
A diferenccedila entre as intensidades isto eacute a quantidade minimizada no refinamento eacute dada
pela seguinte expressatildeo
Sy = sum 120596119894(119910119894 minus 119910119888119894)2
119894 (4)
FATOR INSTRUMENTAL EFEITO SOBRE O PICO
Alinhamento e colimaccedilatildeo do feixe Afeta na largura e simetria dos picos
Excentricidade da amostra Influecircncia a largura e posiccedilatildeo dos picos
Planaridade da superfiacutecie da
amostra Produz assimetria dos picos em baixos acircngulos
Absorccedilatildeotransparecircncia da amostra Causa deslocamento dos picos alargamento e assimetria
principalmente em amostras com coeficientes de absorccedilatildeo
Tamanho das partiacuteculas e micro
deformaccedilatildeo da rede Causa variaccedilatildeo na largura e forma dos picos
27
Onde 120596119894 representa a intensidade observada no i-eacutesimo ponto (sendo expresso por 120596119894 =
1 119910119894frasl ) e 119910119894 representa a intensidade observada e 119910119888119894 a intensidade calculada [46]
As medidas precisas de intensidades dadas em intervalos de 2θ o incremento de 2θ
constante um modelo inicial proacuteximo a estrutura real da amostra satildeo alguns requisitos que
devem ser analisados antes de se iniciar o refinamento
Deve-se ficar claro que o MR natildeo se trata de um software os programas satildeo utilizados
para realizar os caacutelculos matemaacuteticos requeridos pelo meacutetodo Existem diversos programas
computacionais que usam o MR dentre eles o pacote de programas GSAS (General Structure
Analysis System) [47] e o EXPGUI [48]
Para se descrever o formato dos picos de DRX de materiais nanoestruturados
recomenda-se utilizar a funccedilatildeo perfil pseudo-Voigt de Thompson-Cox-Hasting modificada
(funccedilatildeo de perfil CW 4 no pacote GSAS [47]) que considera o modelo anisotroacutepico de Stephens
e efeitos de textura [4950]
Nesta funccedilatildeo de perfil a largura a meia altura (FWHM) das partes gaussiana (ΓG) e
Lorentziana (ΓL) eacute expressa da seguinte forma
Γ119866 = [(119880 + (1 minus 120578)2119889ℎ1198961198974 Γ119878
2(ℎ119896119897))1199051198861198992120579 + 119881119905119886119899120579 + 119882 +119875
1198881199001199042120579]
12
(5)
e
Γ119871 = 120578119889ℎ1198961198972 Γ119878(ℎ119896119897) 119905119886119899120579 +
119883+119883119890119888119900119904120601
119888119900119904120579 (6)
Onde dhkl eacute a distacircncia entre os planos da rede e θ eacute o acircngulo de Bragg Na parte gaussiana os
paracircmetros V e W dependem dos instrumentos Os paracircmetros P e o termo X + Xecosφ
descrevem respectivamente as contribuiccedilotildees Gaussianas e Lorentzianas para o tamanho de
cristalito Os paracircmetros P e X correspondem ao tamanho de cristalito isotroacutepico enquanto Xe
expressa efeitos de tamanho de cristalito anisotroacutepicos φ eacute o acircngulo entre o vector de reflexatildeo
e o seu respectivo eixo de ampliaccedilatildeo
O paracircmetro de tensatildeo isotroacutepica U e o paracircmetro de tensatildeo anisotroacutepica ΓS (hkl)
expressam o alargamento de pico causado por deformaccedilotildees na rede cristalina ΓS (hkl) eacute uma
28
funccedilatildeo do alargamento (hkl) e depende da simetria de cristal [4950] O paracircmetro η eacute um
coeficiente de mistura que determina as contribuiccedilotildees do alargamento gaussiano (η = 0) e
Lorentziano (η = 1)
O tamanho de cristalito aparente pode ser determinado pela formula de Scherrer
Considerando o refinamento de todos esses paracircmetros para ajustar as larguras de linha e
assumindo que a contribuiccedilatildeo da distribuiccedilatildeo de tamanho de cristalitos eacute anisotroacutepica isto eacute
fazendo P = 0 na equaccedilatildeo 5 pode-se calcular o tamanho de cristalito (lang119889rang) pela seguinte foacutermula
[52]
lang119889rang =(18000119870120582)
119871119909120587 (7)
Considerando tambeacutem que as microtensotildees satildeo isotroacutepicas e fazendo ΓS (hkl) =0 na
equaccedilatildeo 6 pode-se calcular seu percentual pela foacutermula contida no Manual do GSAS [52]
assim a microdeformaccedilatildeo (ε) pode ser expressa por
120576 =120587
18000radic(81198971198992)(119866119880 minus 119866119880119900)100 (8)
Onde GUo eacute o valor previamente obtido do material padratildeo utilizado na calibraccedilatildeo do
equipamento Os valores obtidos para a amostra padratildeo satildeo considerados como iniciais para
paracircmetros ajustaacuteveis e mantidos fixos para os demais durante o ajuste de difratogramas de
amostras em estudo [53]
Durante o refinamento pelo meacutetodo de Rietveld um conjunto de paracircmetros varaacuteveis eacute
calculado e refinado em relaccedilatildeo aos dados digitalizados do difratograma abaixo apresenta-se
um breve detalhamento desses paracircmetros [414243]
29
1- Fator de escala corresponde agrave correccedilatildeo de proporcionalidade entre o padratildeo
difratomeacutetrico calculado e o observado
2- Linha de base (background) eacute corrigida a partir de dados coletados no proacuteprio
difratograma e da interpolaccedilatildeo entre estes pontos Eacute importante conhecer o
comportamento da linha de base jaacute que esta fornece informaccedilotildees a respeito da presenccedila
de fases amorfas na amostra e pode ser incluiacuteda em uma rotina de quantificaccedilatildeo das
fases envolvidas
3- Perfil de pico conjunto de funccedilotildees analiacuteticas em que se modelam efeitos relacionados
ao perfil Algumas equaccedilotildees analiacuteticas satildeo propostas para corrigir estes efeitos como
as equaccedilotildees Gaussiana Lorentziana e de assimetria
4- Paracircmetros da ceacutelula Podem ser corrigidos pela Lei de Bragg (nλ=2dsenθ) onde o
espaccedilamento d estaacute relacionado aos iacutendices de Miller e portanto aos paracircmetros de
ceacutelula (a b c α β γ) A indexaccedilatildeo dos picos eacute feita levando-se em conta os paracircmetros
da ceacutelula e a intensidade calculada o que mostra certa vantagem em relaccedilatildeo a teacutecnicas
convencionais pois todos os paracircmetros que influenciam na discrepacircncia dos valores
de d satildeo refinados conjuntamente com os das intensidades
5- Fator de estrutura os paracircmetros variaacuteveis deste fator satildeo posiccedilotildees atocircmicas fatores
de temperatura isotroacutepicos ou anisotroacutepicos e o nuacutemero de ocupaccedilatildeo
6- Deslocamento paracircmetros de correccedilatildeo dos deslocamentos devido agrave fuga do ponto focal
da oacuteptica do difratocircmetro
7- Orientaccedilatildeo preferencial correccedilatildeo de problemas gerados na preparaccedilatildeo de amostra
Trabalhos da literatura mostram que a reduccedilatildeo computacional da orientaccedilatildeo preferencial
tem eficiecircncia limitada daiacute a preocupaccedilatildeo em controlar este efeito durante a preparaccedilatildeo
da amostra
30
251 Iacutendices de avaliaccedilatildeo da qualidade do refinamento
A qualidade do refinamento deve ser verificada atraveacutes de indicadores estatiacutesticos
numeacutericos que satildeo utilizados durante o processo iterativo (caacutelculos) e apoacutes o teacutermino deste
para aferir se o refinamento estaacute se procedendo de modo satisfatoacuterio [46]
Os refinamentos realizados no software GSAS [47] devem ser acompanhados no que
diz respeito a convergecircncia ao miacutenimo global por iacutendices de confiabilidade para julgar a
qualidade dos mesmos dentre eles o Rwp (R ponderado) e o 1205362 chamado de ldquogoodnees of fit
os quais estatildeo relacionados com o perfil do difratograma [46]
O Rwp eacute expresso por
119877119908119901 = ( radicsum 120596119894(119910119894minus 119910119888119894)2
119894
sum 120596119894(119910119894)2119894
) 119909 100 (9)
O denominador do Rwp eacute a funccedilatildeo de minimizaccedilatildeo (equaccedilatildeo 4) Esse eacute o iacutendice que deve
ser analisado para verificar se o refinamento estaacute convergindo Se o valor de Rwp estaacute
diminuindo entatildeo o refinamento estaacute sendo bem-sucedido Bons refinamentos fornecem
valores de Rwp da ordem de 2 a 10 tipicamente se encontram entre 10 e 20 [46]
O Rexp eacute o valor estatisticamente esperado sendo expresso conforme [54]
119877119890119909119901 = [(119873minus119875)
sum 119908119894(119910119894(119900119887119904))sup2]
12frasl
(10)
Por sua vez o 1205362 eacute definido como
1205942 = 119877119908119901
119877119890119909119901 (11)
Trata-se de um iacutendice frequentemente utilizado estando relacionado agrave qualidade do
ajuste entre o difratograma calculado e o observado Espera-se que seu valor seja equivalente a
10 em um refinamento perfeito sendo que na praacutetica valores em torno de 50 caracterizam
refinamentos otimizados [43] O Rexp utilizado para se determinar o valor de 1205362 eacute o valor
estatisticamente esperado para o Rwp
31
252 GSAS-EXPGUI
O diagrama de blocos da Figura 12 descreve os procedimentos a serem seguidos para se
iniciar um refinamento no software EXPGUI [48]
Figura 12 Diagrama de blocos com ordem dos procedimentos para iniacutecio do refinamento no EXPGUI
Iniciar o programa
Adicionar as fases
Inserir o Difratograma Experimental
Inserir o arquivo PRM
Escolha da funccedilatildeo de background
powpref
genles
Abertura do programa com criaccedilatildeo de um novo arquivo referente ao
refinamento que seraacute iniciado
A adiccedilatildeo das fases presentes na amostra normalmente utiliza-se arquivos
com as informaccedilotildees cristalograacuteficas com a extensatildeo cif
Insere-se o arquivo contendo o difratograma experimental (com a extensatildeo
gsas)
Inserir o PRM O arquivo PRM conteacutem informaccedilotildees instrumentais do
difratocircmetro utilizado como por exemplo o nome do difratocircmetro o
comprimento de onda da radiaccedilatildeo utilizada a polarizaccedilatildeo e os paracircmetros de
perfil relacionados ao alargamento instrumental
O passo seguinte eacute a escolha da funccedilatildeo de background e o nuacutemero de termos
que se iraacute utilizar O programa dispotildee de 8 tipos de funccedilotildees background Na
sequecircncia deve-se escolher a funccedilatildeo de perfil que iraacute modelar os picos de
difraccedilatildeo O GSAS possui cinco funccedilotildees Nesse trabalho utilizou-se a funccedilatildeo
nuacutemero 4
Preparar e carregar os dados
Prepara para rodar os ciclos de refinamento
32
Concluiacutedo os processos descritos na Figura 12 inicia-se o refinamento dos paracircmetros
vale ressaltar que a utilizaccedilatildeo da funccedilatildeo perfil pseudo-Voigt de Thompson-Cox-Hasting
modificada embora seja mais interessante para refinamentos de estruturas ela pode apresentar
alguma complicaccedilatildeo devido agrave grande quantidade de paracircmetros altamente correlacionados (GU
GV GW GP LX) que tornam a convergecircncia um desafio agrave paciecircncia
Entretanto a sua aplicaccedilatildeo pode ser significativamente simplificada se um refinamento
preacutevio de uma amostra padratildeo for realizado e os paracircmetros instrumentais obtidos forem
usados como paracircmetros iniciais para o refinamento do material desejado [46]
Na Figura 13 apresenta-se um print da interface do EXPGUI Durante os procedimentos
de refinamento
Figura 13 Interface do EXPGUI para refinamento dos paracircmetros
Para refinamento dos paracircmetros o conhecimento da correlaccedilatildeo de cada fator torna mais
faacutecil o sucesso e a qualidade final do refinamento Escolhendo-se a funccedilatildeo de perfil 4 tem-se as
seguintes correlaccedilotildees mostradas na tabela 3
33
Tabela 3 Correlaccedilotildees e definiccedilotildees para as variaacuteveis envolvidas no refinamento pelo MR no EXPGUI
PARAcircMETRO CORRELACcedilAtildeO NO MODELO REFINADO
GV e GW Definem a largura da gaussiana relacionada ao alargamento instrumental
GU Define a largura da gaussiana relacionada agrave micro deformaccedilatildeo da rede
GP Define a largura da gaussiana relacionada ao tamanho de cristalito
LX Define a largura da lorentziana relacionada ao tamanho de cristalito
PTEC Avalia a anisotropia do tamanho de cristalito relacionada ao alargamento de
Lorentz
SHKL Define a micro deformaccedilatildeo da rede relacionada ao alargamento de Lorentz Seu
nuacutemero de termos depende da simetria de Laue
TRNS Descreve a profundidade de penetraccedilatildeo dos raios X em uma amostra
SHFT Determina o deslocamento em 2θ devido agrave posiccedilatildeo da amostra no porta amostra
SFEC Avalia a anisotropia quando haacute falhas de empilhamento da rede
ETA Eacute o termo de mistura entre as contribuiccedilotildees de Gauss e de Lorentz
SL e HL Satildeo termos de assimetria relacionados agrave divergecircncia axial
25 Calorimetria Diferencial de Varredura
A calorimetria diferencial de varredura (Differential Scanning Calorimetry- DSC) eacute um
meacutetodo de medida bem estabelecido e usado numa ampla escala em diferentes aacutereas de
pesquisa Com as medidas de DSC eacute possiacutevel investigar a evoluccedilatildeo teacutermica dos materiais e
tambeacutem avaliar grandezas como pureza capacidade teacutermica calor de transiccedilatildeo transiccedilotildees
viacutetreas relaxaccedilatildeo teacutermica [2]
O sistema DSC consiste na detecccedilatildeo de um sinal eleacutetrico gerado pela diferenccedila de
temperatura entre o material de referecircncia cujo comportamento com a temperatura eacute conhecido
e o material que estaacute sendo investigado (amostra) O DSC eacute um meacutetodo calorimeacutetrico no qual
satildeo medidas diferenccedilas de energia A Figura 14 ilustra a configuraccedilatildeo de um DSC
34
Figura 14 Ilustraccedilatildeo da configuraccedilatildeo de um DSC
As curvas construiacutedas com os dados DSC permitem identificar substacircncias construir
diagramas de fase aleacutem de determinar a fraccedilatildeo de cristalinidade dos materiais A amostra natildeo
inerte pode sofrer periodicamente fenocircmenos de absorccedilatildeo ou geraccedilatildeo de calor em funccedilatildeo do
tempo temperatura e posiccedilatildeo do meio Entre os processos de absorccedilatildeo de calor (endoteacutermicos)
pode-se destacar a fusatildeo a sublimaccedilatildeo a adsorccedilatildeo e entre os processos de geraccedilatildeo de calor
(exoteacutermicos) destacam-se a cristalizaccedilatildeo e a desorccedilatildeo
De acordo com o fenocircmeno ocorrido com a amostra no interior do equipamento a curva
gerada poderaacute apresentar picos endoteacutermicos ou exoteacutermicos a associaccedilatildeo dos dados com um
diagrama de fases um DRX ou outra teacutecnica poderaacute ser necessaacuterio para se extrair informaccedilotildees
consistentes A Figura 15 ilustra as possiacuteveis configuraccedilotildees encontradas em uma curva tiacutepica
de DSC
Figura 15 Representaccedilatildeo graacutefica dos padrotildees geneacutericos de picos apresentados no DSC
35
Dentre os possiacuteveis fenocircmenos apresentados por uma amostra em um DSC pode-se
obter picos exoteacutermicos ou endoteacutermicos Pode-se calcular a energia de ativaccedilatildeo (Ea) necessaacuteria
para promover a cristalizaccedilatildeo ou a nucleaccedilatildeo de uma fase Para tanto eacute necessaacuterio conhecer
valores de temperaturas de pico de cristalizaccedilatildeo (Tc) medidas para diferentes taxas de
aquecimento constantes (τ) e aplicar esses valores na equaccedilatildeo de Kissinger mostrada abaixo
[2]
119897119899 (τ
1198791198882) = minus
119864119886
119877119879119888+ 119888 (12)
onde R = 831 Jmol K eacute a constante molar dos gases e c eacute uma constante arbitraria
36
3 PROCEDIMENTOS EXPERIMENTAIS
31 Produccedilatildeo da Amostra
Para produccedilatildeo da amostra de Bi3Ni utilizou-se a formula AxBy onde x + y =100 e as
relaccedilotildees abaixo descritas as quais permitem encontrar os valores em fraccedilatildeo da massa de cada
componente
119872119879119900119905119886119897 = (119909
119909+119910) 119872119860 + (
119910
119909+119910) 119872119861
119876119860 = (119909
119909+119910)
119872119860
119872119879119874119879119860119871 e (13)
119876119861 = (119910
119909 + 119910)
119872119861
119872119879119874119879119860119871
onde MTotal = massa total a ser pesada MA = massa do elemento A (constante na Tabela
Perioacutedica) MB = massa do elemento B (constante na Tabela Perioacutedica) QA = fraccedilatildeo da massa
do elemento A a ser pesada e QB = fraccedilatildeo da massa do elemento B a ser pesada
Considerando-se as relaccedilotildees acima a amostra composta pelos elementos quiacutemicos
Niacutequel (Ni) e Bismuto (Bi) foi produzida com a massa total de 3 gramas sendo 026 gramas
de Ni (Alfa Aesar com 9995 de pureza e com tamanho de partiacutecula de minus100 mesh) e 274
gramas de Bi (Alfa Aesar com 9995 de pureza e com tamanho de partiacutecula de minus100 mesh)
Para pesagem foi utilizada a balanccedila eletrocircnica de alta precisatildeo (001mg) SHIMADZU modelo
(AUW220D)
32 Siacutentese Mecacircnica
Apoacutes a preparaccedilatildeo da amostra iniciou-se a fase da moagem mecacircnica Para tal utilizou-
se o moinho High Energy Ball Mill Emax da Retsch pertencente ao Laboratoacuterio de Siacutentese e
Caracterizaccedilatildeo de Nanomateriais (LSCN) do IFAM O moinho Emax combina vantagens de
diversos tipos de moinho tais como impacto de alta frequecircncia (moinho oscilante) atrito
37
intenso (moinho oscilante de discos) e movimentos rotativos controlados do vaso de moagem
(moinho de bolas planetaacuterio) o que proporciona um oacutetimo desempenho [55]
Na Figura 16 satildeo mostradas as imagens do moinho na imagem agrave esquerda observa-se a posiccedilatildeo
de fixaccedilatildeo dos dois jarros de moagem
Figura 16 Moinho High Energy Ball Mill Emax
Os suportes de cada vaso satildeo afixados sobre dois discos que giram no mesmo sentido
movendo assim os vasos por uma trajetoacuteria circular sem que estes modifiquem sua orientaccedilatildeo
A accedilatildeo combinada da geometria dos vasos e da mecacircnica do movimento gera um forte atrito
entre as bolas a amostra e as paredes do vaso bem como uma elevada aceleraccedilatildeo que lanccedila as
bolas com forte impacto contra a amostra junto agraves paredes do vaso Disso resulta uma melhor
mistura das partiacuteculas e uma menor granulometria final [55]
O moinho possui um sistema de resfriamento por aacutegua permitindo que a elevada
aplicaccedilatildeo de energia possa ser aproveitada com eficiecircncia no processo de moagem sem que a
amostra se superaqueccedila
A amostra foi colocada no jarro de moagem juntamente com 3 esferas de accedilo inoxidaacutevel
com massa total de 2092 g resultando numa BPR aproximada de 71 O jarro de moagem foi
levado a glove box onde foi realizado o vaacutecuo do ambiente com a posterior injeccedilatildeo de gaacutes
Argocircnio e a selagem do vaso de moagem Esse procedimento teve como objetivo evitar uma
possiacutevel oxidaccedilatildeo da amostra durante a moagem mecacircnica
38
Na Figura 17 eacute possiacutevel visualizar o jarro de moagem em dois momentos sendo o
primeiro entes do fechamento com as esferas e a amostra e posteriormente durante o processo
de fechamento dentro da glove box
Figura 17 Preparaccedilatildeo e selagem do vaso de moagem
O primeiro processo de moagem da mistura foi realizado durante uma hora Apoacutes esse
tempo o jarro foi aberto e feito uma Difraccedilatildeo de Raios X (DRX) da amostra Seguiu-se entatildeo
para selagem do vaso de moagem e preparaccedilatildeo para novo ciclo de moagem O intervalo de
moagem passou a ser de 3 horas sendo realizado em trecircs etapas de 1 hora entre cada etapa
houve um intervalo de 5 minutos para resfriamento da amostra realizadas sem abertura do jarro
de moagem
No procedimento foi utilizada a rotaccedilatildeo de 1000 rpm a temperatura do vaso variou de
27 degC agrave 39 degC no final da moagem Apoacutes as 3 horas de moagem o vaso foi aberto e realizou-se
um DRX da amostra Esse processo se repetiu por seis vezes tendo gerado intervalos de tempo
de1h 4hs 7hs 10hs 13hs 16hs e 19hs de moagem
O fim da moagem foi estabelecido com base na anaacutelise dos difratogramas da amostra e
da constataccedilatildeo de equiliacutebrio na evoluccedilatildeo ou formaccedilatildeo de novas fases
39
33 Difraccedilatildeo de Raios X
As medidas de DRX foram realizadas no Laboratoacuterio de Materiais (LabMat) da UFAM
utilizando um Difratocircmetro de Raio-X modelo Empyrean da PANalytical com radiaccedilatildeo CuKα1
de 1 5406 Aring e se dividiram em duas etapas
A primeira etapa foi realizada com os intervalos de 1h 4hs 7hs 10hs 13hs 16hs e 19
horas e teve como finalidade acompanhar a evoluccedilatildeo estrutural da amostra e confirmar a
formaccedilatildeo da fase uacutenica de Bi3Ni
A Figura 18 apresenta o porta amostra em duas etapas distintas a primeira com a
amostra sendo preparada adequadamente e na segunda pronta para a realizaccedilatildeo do DRX
Figura 18 Preparaccedilatildeo da amostra para realizaccedilatildeo de DRX
Os difratogramas experimentais gerados foram submetidos agrave identificaccedilatildeo das fases
cristalinas atraveacutes de comparaccedilotildees com padrotildees difratomeacutetricos disponibilizados no banco de
dados do Inorganic Crystal Structure Database ndash ICSD
Na Figura 19 apresenta-se o goniocircmetro difratocircmetro de raio-X modelo Empyrean da
PANalytical
40
Figura 19 Difratocircmetro de Raio-X modelo Empyrean da PANalytical
Os padrotildees usados de DRX foram os seguintes
Faixa de acircngulo 10 ndash 100deg
Velocidade de escaneamento 1deg min
Tempo aproximado de realizaccedilatildeo do difratograma 45 min
Tubo de raio-X de cobre (Cu)
Voltagem 40 kV
Corrente 30 mA
Divergecircncia de fenda 10 (deg)
Dispersatildeo de fenda 10 (deg)
A segunda etapa das medidas de DRX foi realizada com uso do forno e medidas in situ
tendo sido realizadas com a amostra moiacuteda por 19 horas nas temperaturas de 250 2500 3000 e
350 0C essas medidas tiveram a finalidade de acompanhar o comportamento estrutural em
funccedilatildeo da temperatura e estudar a estabilidade teacutermica da amostra Detalhes do forno estatildeo
ilustrados nas Figuras 20
41
Figura 20 Preparaccedilatildeo da amostra e porta amostra no forno do DRX
A primeira mediccedilatildeo foi realizada a temperatura de 25 oC seguindo-se de um
aquecimento a taxa de 10 oCmin ateacute atingir a temperatura de 250 oC apoacutes atingir a temperatura
procedeu-se uma execuccedilatildeo de uma isoteacutermica por 10 minutos antes da mediccedilatildeo in situ de DRX
O procedimento foi repetido para as temperaturas de 300 oC e 350 oC conforme pode-se
observar na rampa de aquecimento da Figura 21
Figura 21 Rampa de aquecimento para medidas in situ de DRX
34 Refinamento pelo Meacutetodo de Rietveld
Para realizaccedilatildeo dos refinamentos pelo MR desta dissertaccedilatildeo utilizou-se o programa
GSAS (General Structure Analysis System) e o EXPGUI [4748]
42
Para se descrever o formato dos picos de DRX utilizou-se a funccedilatildeo perfil pseudo-Voigt
de Thompson-Cox-Hasting modificada funccedilatildeo de perfil CW 4 no pacote GSAS que considera
o modelo anisotroacutepico de Stephens e efeitos de textura [4950]
Para o coeficiente de mistura (η) que determina as contribuiccedilotildees do alargamento
gaussiano (η = 0) e Lorentziano (η = 1) nas equaccedilotildees 5 e 6 foi utilizado neste trabalho o valor
de η = 075
Os coeficientes de alargamento instrumental V e W constantes na equaccedilatildeo 5 foram
previamente obtidos a partir do DRX de uma amostra padratildeo bem cristalizada e mantidos fixos
no refinamento dos dados experimentais
Para o caacutelculo do tamanho meacutedio de cristalito com o uso da equaccedilatildeo 7 utilizou-se o
valor de K = 091 e 120582=0154056 nm
O GSAS dispotildee de 8 tipos de funccedilotildees de background neste trabalho utilizou-se a funccedilatildeo
polinomial de Chebyshev o nuacutemero de termos variou tendo sido utilizados 20 termos na funccedilatildeo
polinomial para refinamentos com a presenccedila da fase amorfa e 6 termos apoacutes a cristalizaccedilatildeo da
fase amorfa
Para iniacutecio do refinamento no programa EXPGUI foi utilizado o diagrama de blocos da
Figura 12 e para o refinamento dos paracircmetros as correlaccedilotildees da tabela 3
35 Tratamento Teacutermico
Foi realizado um tratamento teacutermico na amostra moiacuteda por 19 horas com a finalidade
de promover o relaxamento dos defeitos e tensotildees causados durante a moagem mecacircnica e a
cristalizaccedilatildeo da fase amorfa presente A partir da temperatura ambiente 25 oC iniciou-se o
aquecimento a uma taxa de 10 oCmin A temperatura final foi de 800 oC seguindo-se do
desligamento do forno que se manteve fechado ateacute que a temperatura da amostra atingisse
25 oC Em seguida a amostra foi retirada do forno e foi realizado um DRX Utilizou-se um forno
tubular com tubo de quartzo e uma atmosfera com fluxo constante de gaacutes argocircnio ilustrado
na Figura 22
43
Figura 22 Forno utilizado para realizar o tratamento teacutermico
36 Calorimetria Diferencial de Varredura (DSC)
As medidas de DSC foram realizadas na amostra moiacuteda por 19 horas em uma ceacutelula
Netzsch modelo DSC 3500 Sirius pertencente ao Laboratoacuterio de Termo ciecircncias da UFAM
Para realizaccedilatildeo das medidas utilizou-se um fluxo de proteccedilatildeo de N2 a 50 mlmin com
temperatura inicial de 25 oC e temperatura final de 550 oC
Foram realizadas quatro medidas com as taxas de transferecircncia de calor de 25 oCmin
5 oCmin 10 oCmin e 20 oCmin Foram utilizados cadinhos (porta amostra) de alumiacutenio e a
massa meacutedia de 22 mg de amostra foi utilizada nos quatro experimentos
Na Figura 23 eacute mostrada a ceacutelula Netzsch modelo DSC 3500 Sirius onde foram
realizadas as medidas e os cadinhos sendo dois fechados e um com a amostra visiacutevel
Figura 23 Equipamento utilizado para realizar o DSC
44
4 RESULTADOS E DISCUSSOtildeES
41 Evoluccedilatildeo estrutural
A Figura 24 mostra a evoluccedilatildeo estrutural durante o processo de siacutentese conforme
descrito nos procedimentos experimentais Qualitativamente podemos ver nesta figura uma
modificaccedilatildeo gradativa dos padrotildees de difraccedilatildeo O pico mais intenso da amostra moiacuteda por 1
hora corresponde ao plano (1 0 -2) do Bi precursor
Acompanhando o comportamento deste plano em especiacutefico constata-se que entre a
primeira e a quarta hora o mesmo sofre apenas uma ligeira diminuiccedilatildeo Concomitantemente
com este decreacutescimo emergem pequenos novos picos em 2θ aproximadamente entre 28 e 35o
Com 7 horas de moagem os novos picos satildeo evidentes e foram identificados junto agrave base de
dados do ICSD como a estrutura desejada Bi3Ni grupo espacial Pnma (cartatildeo nuacutemero 391336)
Em 13 horas de moagem o pico do Bi atinge seu miacutenimo e segue estaacutevel ateacute 19 h de moagem
Dada a observaccedilatildeo da estabilizaccedilatildeo estrutural o processo foi interrompido Uma anaacutelise mais
detalhada dos difratogramas seraacute mostrada e discutida na sequecircncia
Figura 24 Padratildeo de difraccedilatildeo observado para amostra e Bi3Ni durante todo intervalo de moagem
10 20 30 40 50 60 70 80
19h
16h
1h
10h
1h
7h
4h
2(graus)
1h
13h
Inte
nsid
ade (
ua
)
45
Na Figura 25 mostramos a indexaccedilatildeo das fases na primeira hora de moagem onde foi
verificada o iniacutecio da nucleaccedilatildeo do Bi3Ni Tambeacutem eacute possiacutevel observar os picos do elemento
precursor minoritaacuterio no caso o Niacutequel (cartatildeo ICSD 64703)
Figura 25 Difratograma obtido apoacutes a primeira hora de moagem
Seguindo o processo de moagem conforme descrito nos procedimentos experimentais
a amostra foi moiacuteda por mais 3 horas totalizando 4 horas de moagem os difratogramas obtidos
satildeo apresentados nas Figuras 26 e 27 Nesta etapa jaacute natildeo eacute mais possiacutevel identificar a presenccedila
dos picos referentes ao niacutequel dessa forma somente satildeo observados os picos do bismuto e do
Bi3Ni Poreacutem como verificamos na Figura 24 a nucleaccedilatildeo da liga Bi3Ni continua ocorrendo
sistematicamente
Na Figura 26 mostramos uma comparaccedilatildeo do difratograma padratildeo de Bi3Ni (cartatildeo
nuacutemero 391336 do ICSD) com o difratograma da amostra moiacuteda por 4 horas plotados em
conjunto para destacar a nucleaccedilatildeo da fase de Bi3Ni
Na Figura 27 apresenta-se o resultado do refinamento pelo meacutetodo de Rietveld para as
4 horas de moagem Eacute possiacutevel verificar um bom acordo entre o padratildeo de DRX da amostra e
o padratildeo refinado por MR Os fatores de qualidade podem ser verificados na tabela 4 Neste
refinamento obtivemos uma fraccedilatildeo de fase equivalente a 67 de Bi e 33 de Bi3Ni
46
Figura 26 Difratograma da amostra moiacuteda durante 4 horas (curva com ruiacutedo) e o padratildeo idealizado
do Bi3Ni calculado a partir do arquivo CIF (cartatildeo ICSD no 391336)
Figura 27 Padratildeo observado no DRX (4horas) calculado e residual obtidos no refinamento pelo MR
10 20 30 40 50 60 70 80
23 24 25 26 27 28 29 30 31 32 33
Inte
nsid
ade (
ua
)
2(graus)
4 horas
CIF Bi3Ni
10 20 30 40 50 60 70 80
Experimental
Calculado
Residual
Inte
nsid
ade (
u a)
2 (graus)
4 horas
25 30 35 40 45
47
Em todas as etapas do processo de moagem foram obtidos refinamentos com iacutendices de
qualidade muito semelhantes Natildeo houve alteraccedilatildeo nos acircngulos da ceacutelula unitaacuteria do composto
de Bi3Ni que permanecerem com α= β= λ = 90o Os valores obtidos para os iacutendices de avaliaccedilatildeo
da qualidade e os paracircmetros de rede encontram-se na tabela 4
Tabela 4 Valores de Rwp e 1205362 obtidos nos refinamentos realizados durante o processo de moagem
mecacircnica para o Bi3Ni
Com os resultados obtidos nos refinamentos determinou-se as contribuiccedilotildees em
porcentagem de cada fase em funccedilatildeo do tempo de moagem Verifica-se que apoacutes a primeira
hora de moagem natildeo se identifica no difratograma a presenccedila de Ni entretanto a fase de Bi3Ni
continua nucleando indicando que ainda existe niacutequel disponiacutevel para a formaccedilatildeo desta fase
Pode-se conceber algumas hipoacuteteses para este fato A primeira refere-se agrave sensibilidade do
equipamento de DRX que natildeo identifica precisamente elementos com fraccedilatildeo de fase menor
que 10 Outa hipoacutetese provaacutevel pode ser atribuiacutea a uma adesatildeo do niacutequel nas paredes do jarro
de moagem ou nas esferas de accedilo tendo em vista sua ductilidade
Na Figura 28 foi plotado a fraccedilatildeo de cada uma das fases presentes no processo de
moagem em funccedilatildeo do tempo Fica evidente que apoacutes a primeira hora a fraccedilatildeo de fase do niacutequel
eacute zero mas continua ocorrendo a nucleaccedilatildeo do Bi3Ni que estabiliza em 13 horas
TEMPO DE MOAGEM RWP 1205362 PARAcircMETROS DE REDE DO BI3NI
a (Å) b (Å) c (Å) Volume (Å3)
4 HORAS 77 139 8890(9) 4102(1) 11502(1) 41949(6)
7 HORAS 70 137 8891(3) 4106(1) 11500(1) 41986(9)
10 HORAS 71 131 8888(1) 4104(8) 11495(1) 41939(5)
13 HORAS 65 124 8893(5) 4104(3) 11507(1) 42003(2)
16 HORAS 64 124 8888(7) 4102(9) 11499(9) 41940(1)
19 HORAS 63 123 8894(1) 4105(1) 11506(5) 42012(3)
48
Figura 28 Fraccedilatildeo das fases de Ni Bi e Bi3Ni em funccedilatildeo do tempo de moagem
Utilizando-se a equaccedilatildeo 7 com os dados obtidos no refinamento pelo MR calculou-se
o tamanho meacutedio dos cristalitos de Bi3Ni em funccedilatildeo do tempo de moagem Na Figura 29
apresenta-se em forma de um graacutefico os valores obtidos Observamos que entre a quarta e a
seacutetima hora haacute um aumento aproximado de 14 no tamanho meacutedio do cristalito pode-se
atribuir esse aumento a uma possiacutevel deformaccedilatildeo plaacutestica da amostra acarretando num
acreacutescimo da aacuterea de superfiacutecie o que aumentaria progressivamente a probabilidade de
soldagem a frio dessas partiacuteculas gerando assim um aumento do tamanho meacutedio do cristalito
Entre a seacutetima e a deacutecima hora de moagem ocorre uma reduccedilatildeo de 26 no tamanho do
cristalito maior valor percentual obtido entre intervalos de moagem Entre a deacutecima sexta e a
deacutecima nona hora haacute uma estabilizaccedilatildeo no processo de reduccedilatildeo do tamanho de cristalito
Obtivemos no final do processo uma reduccedilatildeo total de aproximadamente 59 o que representa
um tamanho meacutedio de cristalito na ordem de 2653 nm
Plota-se na Figura 29 um graacutefico com tamanho meacutedio de cristalito do composto Bi3Ni
em funccedilatildeo do tempo de moagem
0 5 10 15 20
0
20
40
60
80
100
Fra
ccedilao d
e fases (
)
Tempo de moagem ( horas)
Bi
Bi3Ni
Ni
49
Figura 29 Tamanho meacutedio de cristalito de Bi3Ni em funccedilatildeo do tempo de moagem
Natildeo houve formaccedilatildeo de novas fases ou aparentemente quaisquer outras alteraccedilotildees
significativas apoacutes a deacutecima terceira hora de moagem Os uacutenicos efeitos com a continuaccedilatildeo da
moagem foram a melhora da cristalizaccedilatildeo da fase de interesse e o aumento de intensidade do
perfil referente a fase amorfa Poreacutem o processo de moagem totalizou 19 horas a finalidade
deste intervalo apoacutes a estabilizaccedilatildeo de formaccedilatildeo da fase pretendida foi verificar a possibilidade
de oxidaccedilatildeo da amostra que ficou exposta ao ambiente durante a execuccedilatildeo do DRX
Observa-se nos difratogramas da Figura 24 a formaccedilatildeo de uma acentuada elevaccedilatildeo na
linha de base entre a faixa de 2θ que vai de aproximadamente 26deg a 36deg A forma ou perfil
dessa elevaccedilatildeo eacute um forte indicio do aparecimento de uma fase amorfa Para alcanccedilar bom
acordo nos refinamentos Rietveld foram necessaacuterios 20 termos na funccedilatildeo polinomial de
Chebyshev para descrever estas linhas de base (background)
Analisando-se portanto os difratogramas referentes agraves etapas de 10 13 16 e 19 horas
eacute possiacutevel identificar o crescimento dessa fase amorfa conforme mostramos na Figura 30
4 6 8 10 12 14 16 18 20
25
30
35
40
45
50
55
Ta
ma
nh
o m
eacuted
io d
e c
rista
lito
(n
m)
Tempo de moagem (horas)
50
Estas curvas satildeo particularmente interessantes uma vez que podemos avaliar as
distacircncias R entre os primeiros vizinhos da fase desordenada aplicando a equaccedilatildeo de Ehrenfest
que pode ser expressa como [56]
2Rsen(θ) = 123λ (14)
O maacuteximo destas curvas correspondem a 2θ ~29o o que nos leva a distacircncias aproximada
de 38 Aring Esta distacircncia natildeo fere nenhum viacutenculo de distancias entre os atamos para
Ni-Ni~248 Aring Ni-Bi~ 278 Aring Bi-Bi~308 Aring Bi-O~214 Aring
Figura 30 Comparaccedilatildeo das funccedilotildees de background para a amostra moiacuteda por 10 13 16 e 19 horas
Com objetivo de avaliar com mais detalhes a estrutura nanocristalina e amorfa
realizamos medidas de difraccedilatildeo com configuraccedilotildees que produzissem uma maior qualidade nos
dados obtidos utilizamos uma cacircmara com baixo vaacutecuo e aumentamos o tempo de aquisiccedilatildeo
dos dados
A Figura 31 mostra o padratildeo obtido para a amostra final moiacuteda por 19 horas
Destacamos a evidente fase amorfa que se forma
10 20 30 40 50 60 70 80
19 horas
16 horas
13 horas
10 horas
Inte
nsid
ade (
u a)
2 (graus)
51
Figura 31 Formaccedilatildeo da fase amorfa na amostra de Bi3Ni apoacutes 19 horas de moagem
Comparando o padratildeo de DRX obtido para amostra moiacuteda por 19 horas com o
difratograma padratildeo de Bi3Ni (cartatildeo nuacutemero 391336 do ICSD) pode-se constatar a
equivalecircncia dos picos conforme apresentada Figura 32
Com os difratogramas de maior resoluccedilatildeo verificamos a presenccedila embora em uma
pequena fraccedilatildeo de Bi (ICSD no 64703) Assim como uma ligeira sugestatildeo da existecircncia de
Bi2O3 (ICSD no 41764) vislumbra-se essa fase em virtude da possiacutevel oxidaccedilatildeo da amostra
devido as sucessivas aberturas do jarro de moagem para realizaccedilatildeo do DRX entretanto
diferentemente do que se percebe para o bismuto natildeo haacute nenhum pico referente ao oxido de
bismuto
Na posiccedilatildeo de 2θ~27o existe um pico caracteriacutestico do Bi2O3 entretanto mesmo com a
melhor resoluccedilatildeo do DRX natildeo eacute possiacutevel distinguir claramente a fase do oxido de bismuto
assim durante o processo de refinamento pelo MR natildeo foi adicionada a fase relativa ao oxido
O refinamento pelo meacutetodo de Rietveld referente a amostra moiacuteda por 19h encontra-se
na Figura 33 percebe-se a boa concordacircncia obtida para a fase de interesse Bi3Ni e a fase
20 30 40 50 60 70 80
Bi
Inte
nsid
ade (
u a)
2 (graus)
Bi
20 25 30 35 40 45
52
amorfa O asterisco indicando o pico principal do Bi salienta que essa fase por contribuir
modestamente em um difratograma tatildeo complexo natildeo eacute bem ajustada
Figura 32 Difratograma da amostra moiacuteda 19h em conjunto com os CIFs de o Bi3Ni Bi e Bi2O3
Figura 33 Difratograma da amostra moiacuteda 19h e refinada por meacutetodo de Rietveld partindo dos CIFs
do Bi3Ni Bi
20 30 40 50 60 70 80
19 horas
Bi3Ni
Bi
Bi2O
3
In
tensid
ade (
u a)
2 (graus)
25 30 35 40
20 30 40 50 60 70 80
Experimental (19h)
Calculado
Residual
Inte
nsid
ade (
u a)
2 (graus)
20 25 30 35 40 45 50
53
Os trabalhos cientiacuteficos que versam sobre a produccedilatildeo e a caracterizaccedilatildeo do composto
Bi3Ni descrevem que a siacutentese pode ser realizada por vaacuterios mecanismos normalmente as
metodologias mais usadas para obtenccedilatildeo envolvem os processos em meio quiacutemico a
eletrodeposiccedilatildeo e a solidificaccedilatildeo raacutepida Em alguns casos utilizou-se longos processos teacutermicos
que envolvem a permanecircncia da amostra num forno de resistecircncia a 1100 degC durante 3 dias
[13] ou processos de sinterizaccedilatildeo com recozimento a vaacutecuo a temperatura de 1000 degC por 24
horas [15] Relata-se tambeacutem que conforme ocorreu neste trabalho algumas amostras
apresentam pequenos traccedilos de Bi em sua composiccedilatildeo final [13]
Dessa forma o primeiro desafio desse trabalho foi produzir uma fase uacutenica de Bi3Ni por
meio da moagem mecacircnica entretanto verificou-se no resultado obtido no DRX e no
refinamento pelo MR que a fase de Bi3Ni embora apresente uma fraccedilatildeo de 999 ainda possui
leves traccedilos do pico mais intenso de bismuto (indicado por um asterisco na Figura 33) Uma
proposta futura seria portanto acrescentar uma pequena quantidade de Ni para interagir com
esse Bi remanescente
42 Medidas de DRX in situ
Com o objetivo de estudar a estabilidade teacutermica e acompanhar a evoluccedilatildeo estrutural da
amostra em funccedilatildeo da temperatura foram realizadas medidas de DRX in situ conforme
descrito nos procedimentos experimentais A Figura 34 apresenta os quatro difratogramas
obtidos
A temperatura de 25 oC observa-se uma fase uacutenica do composto Bi3Ni (com jaacute
mencionado anteriormente a amostra possui uma leve indicaccedilatildeo da presenccedila de bismuto) que
possui estrutura ortorrocircmbica e grupo espacial Pnma eacute a mesma apresentada na Figura 32
A medida que aumentamos a temperatura conforme descrito na seccedilatildeo 3 Figura 21
inicia-se uma transformaccedilatildeo do composto inicial para o crescimento da fase tetragonal de Bi2O3
(ICSD no 41764) e da fase precursora de Bi Essa alteraccedilatildeo na composiccedilatildeo da amostra ocorre
em virtude da degradaccedilatildeo da fase Bi3Ni que conforme eleva-se a temperatura tem sua fraccedilatildeo
diminuiacuteda conforme verifica-se na Figura 36 Embora as medidas in situ terem sido feitas em
baixo vaacutecuo natildeo foi impedido o crescimento do Bi2O3
54
Na Figura 34 encontram-se plotados os DRX referentes as medidas realizadas em 25o
250o 300o e 350 oC as curvas foram deslocadas verticalmente para melhor comparaccedilatildeo
Figura 34 Padratildeo observado nos DRX da amostra submetida a aquecimento
A temperatura de 250 oC temos a ocorrecircncia de trecircs fases Bi3Ni Bi2O3 e Bi
O refinamento estrutural pelo meacutetodo de Rietveld estaacute mostrado na Figura 35 Mesmo tratando-
se de uma amostra com um elevado nuacutemeros de pico aleacutem da presenccedila de uma fase amorfa o
acordo entre o experimental e o calculado eacute notaacutevel Os valores dos iacutendices de avaliaccedilatildeo da
qualidade do refinamento referentes as quatro medidas realizadas encontram-se na tabela 5
20 30 40 50 60 70 80
350 0C
300 0C
250 0C
Inte
nsid
ade (
ua
)
2 (graus)
25 0C
55
Figura 35 Padratildeo obtidos no refinamento pelo MR para amostra aquecida a 250 0C
Tabela 5 Valores de Chi2 e de Rwp obtidos nos refinamentos realizados durante o processo de
aquecimento
A temperatura de 300 oC comeccedila a formaccedilatildeo da uma nova fase cubica de grupo espacial
I23 o Bi12NiO19 em detrimento da diminuiccedilatildeo da fase de Bi3Ni Aleacutem do aumento da fraccedilatildeo
da fase de Bi2O3
Temperatura de realizaccedilatildeo da medida Rwp 1205362
25 0C 69 23
250 0C 83 18
300 0C 98 26
350 0C 99 25
10 20 30 40 50 60 70 80
Inte
nsid
ade (
ua
)
2 (graus)
Experimental
Calculado
Residual
250 0C
25 30 35 40
56
O uacuteltimo DRX foi realizado a 350 oC a principal alteraccedilatildeo dessa medida refere-se ao
fato da inexistecircncia de picos referentes agrave fase Bi3Ni A fase majoritaacuteria torna-se agora a fase
referente ao Bi e a fase Bi12NiO19 (indexado na base de dados PDF2 mas natildeo na base de dados
ICSD) permanece estaacutevel isto eacute sem alteraccedilotildees significativas em sua fraccedilatildeo O fato de estarem
presentes picos referentes ao Bi mesmo apoacutes termos ultrapassado a temperatura de fusatildeo pode
ser explicado levando-se em consideraccedilatildeo a baixa condutividade teacutermica do bismuto aliado ao
excesso de defeitos produzidos na moagem assim natildeo obteve-se a fusatildeo do elemento
Utilizamos os dados obtidos nos refinamentos para plotar o graacutefico exposto na Figura
36 onde eacute possiacutevel observar a fraccedilatildeo de cada fase em funccedilatildeo da temperatura de execuccedilatildeo do
DRX Percebe-se a raacutepida decomposiccedilatildeo da fase de Bi3Ni que entre 250 oC e 350 oC apresenta
uma reduccedilatildeo percentual de aproximadamente 88 concomitantemente ao crescimento
percentual da fase de Bi
Figura 36 Fraccedilotildees de fase em funccedilatildeo da temperatura de realizaccedilatildeo do DRX in situ
O DRX realizado na amostra a 350 oC eacute mostrado na Figura 37 em conjunto aos CIFs
das fases constituintes Para a fase Bi12NiO19 natildeo foi encontrado o CIF no banco de dados do
Inorganic Crystal Structure Database (ICSD) Para refinar utilizando o meacutetodo de Rietveld
partimos do protoacutetipo estrutural de Bi26-x Mx O40-y (M = Mg Al Co Ni) O CIF desta fase
25 75 125 175 225 275 325 375
0
20
40
60
80
100
Fra
ccedilao d
e F
ases (
)
Temperatura (0C)
Bi3Ni
Bi2O
3
Bi
Bi12
NiO19
57
resultante estaacute mostrado em vermelho na Figura 37 e uma representaccedilatildeo da ceacutelula unitaacuteria na
Figura 38 os aacutetomos de oxigecircnio estatildeo representados na cor vermelha e o niacutequel em verde
Figura 37 Padratildeo observado no DRX da amostra em 350 oC em comparaccedilatildeo com o CIF das fases
constituintes
Figura 38 Projeccedilatildeo do eixo a e em perspectiva do Bi12NiO19
10 20 30 40 50 60 70 80
Inte
nsid
ade (
ua
)
2(graus)
350 graus
Bi2O
3
Bi
Bi12
NiO19
20 25 30 35 40 45 50 55
58
O refinamento estrutural utilizando estas fases estaacute mostrado na Figura 39 e os valores
referentes aos paracircmetros de rede obtidos para o refinamento da fase Bi12NiO19 constam na
tabela 6
Figura 39 Padratildeo obtidos no refinamento pelo MR para amostra aquecida a 350 0C
Tabela 6 Paracircmetros da ceacutelula unitaacuteria da estrutura Bi12NiO19
A Figura 40 conteacutem as fotografias retiradas do forno do difratocircmetro antes e apoacutes a
realizaccedilatildeo da medida Eacute possiacutevel verificar que a amostra devido a dilataccedilatildeo volumeacutetrica e a
fusatildeo do bismuto transborda o porta amostra
Paracircmetros de Rede a = b=c=10258(8) Aring
Acircngulos α = β = γ = 900
Volume da ceacutelula 107966(2) Aring3
Grupo de simetria Cuacutebico
Grupo espacial I23
10 20 30 40 50 60 70 80
Inte
nsid
ade (
ua
)
2 (graus)
Calculado
Experimental
Residual
350 0C
20 25 30 35 40 45
59
Figura 40 Fotografia do forno do DRX antes a apoacutes a realizaccedilatildeo das medidas
43 Calorimetria Diferencial de Varredura (DSC)
Com a finalidade de estudar e melhor entender a evoluccedilatildeo estrutural da amostra
observada nas medidas in situ realizou-se medidas DSC conforme descrito nos procedimentos
experimentais a temperatura final foi de 550 oC
Na Figura 41 mostramos as medidas DSC feitas em diferentes taxas de aquecimento
realizadas na amostra moiacuteda por 19 horas Em todas as 4 medidas vemos comportamentos
exoteacutermicos e endoteacutermicos Os picos endoteacutermicos ocorreram a uma temperatura aproximada
de 270 0C temperatura essa equivalente ao ponto de fusatildeo do bismuto e foram atribuiacutedos a
fusatildeo do Bi ocorrida em duas etapas
Comparando-se os resultados obtidos nas medidas in situ onde observamos a nucleaccedilatildeo
de uma nova fase a partir da temperatura de 250 oC com os resultados obtidos no DSC podemos
concluir que o pico exoteacutermico presente no termograma corresponde agrave nucleaccedilatildeo da fase de
Bi2O3
Com a finalidade de calcular a energia de ativaccedilatildeo (Ea) necessaacuteria para promover essa
nucleaccedilatildeo aplicamos a metodologia proposta por Kissinger [2] Conforme indicado na Figura
41 as 4 medidas foram feitas com taxas de aquecimento de 25 5 10 e 20 oCmin
60
A Figura 42 mostra em detalhes a Figura 41 onde vemos os valores das temperaturas
de pico de cristalizaccedilatildeo (Tc) e as referidas taxas de aquecimento (120591) Como era esperado a
medida que a taxa de aquecimento aumenta a temperatura de pico tambem aumenta
Figura 41 Termograma DSC plotados em conjunto para os diferentes fluxos de calor
Figura 42 Espectros DSC com as temperaturas de pico e suas respectivas taxas de aquecimento
100 150 200 250 300 350 400 450 500 550
250Cmin
50Cmin
100Cmin
fluxo d
e c
alo
r (u
a)
Temperatura (0C)
200Cmin
exo
230 235 240 245 250 255 260 265 270 275 280 285
250Cmin
50Cmin
100Cmin
fluxo d
e c
alo
r (u
a )
Temperatura (0C)
242 0C
252 0C
266 0C
278 0C
200Cmin
exo
61
Com os dados fornecidos na Figura 42 pode-se calcular a energia de ativaccedilatildeo referente
a nucleaccedilatildeo da fase de Bi2O3 Plotando-se um graacutefico linear de ln(120591
1198791198882) versus
1
119879119888 onde o
coeficiente angular eacute (minus119864119886
119877) obteacutem-se a energia de ativaccedilatildeo A Figura 43 apresenta a
linearizaccedilatildeo da equaccedilatildeo 16 de onde se obteacutem a energia de ativaccedilatildeo do processo de nucleaccedilatildeo
do Bi2O3
Figura 43 Graacutefico linear do ln(120591
1198791198882) versus
1
119879119888
Logo considerando as relaccedilotildees anteriormente definidas eacute possiacutevel calcular a energia de
ativaccedilatildeo uma vez que m = (minus119864119886
119877) e R = 831 jmol K Desse modo a energia de ativaccedilatildeo
necessaacuteria para promover a nucleaccedilatildeo da fase Bi2O3 eacute de 12465 kJmol
A metodologia proposta permitiria tambeacutem calcular a energia de ativaccedilatildeo necessaacuteria
para cristalizar a fase amorfa as medidas de DSC foram planejadas ateacute a temperatura de
550 oC devido a limitaccedilotildees do equipamento poreacutem como fica evidente na Figura 41 natildeo se
observa nenhum pico exoteacutermico apoacutes os 350 oC que se possa estar associado a cristalizaccedilatildeo da
fase amorfa O pico exoteacutermico existente como jaacute mencionado ocorreu a uma temperatura que
variou de 242 0C agrave 278 0C e refere-se agrave nucleaccedilatildeo de fase
182 184 186 188 190 192 194
-115
-110
-105
-100
-95
ln (
T2 c)
1Tc (10
-3 k
-1)
62
44 Tratamento teacutermico
Apoacutes a realizaccedilatildeo das medidas de DRX in situ e das medidas de DSC a fase amorfa
ainda se encontrava presente assim foi realizado um tratamento teacutermico com a finalidade de
promover a cristalizaccedilatildeo da fase amorfa presente
O tratamento teacutermico foi realizado a uma taxa constante de 10 0Cmim ateacute a temperatura
de 800 0C com a atmosfera protegida por gaacutes argocircnio Na Figura 44 apresenta-se o difratograma
da amostra realizado apoacutes o do tratamento teacutermico vemos no detalhe que a acentuada elevaccedilatildeo
na linha de base entre a faixa de 2θ que vai de aproximadamente 26deg agrave 36deg e que corresponde
a fase amorfa desapareceu completamente
Figura 44 Difratograma da amostra apoacutes tratamento teacutermico
Para a amostra tratada termicamente foram identificadas trecircs fases similar ao observado
nas medias in situ a 350 oC foram identificadas a fase cuacutebica Bi12NiO19 a fase tetragonal de
Bi2O3 (ICSD no 41764) e a fase romboeacutedrica de Bismuto (ICSD no 64703) Na Figura 45
apresentamos o padratildeo observado plotado juntamente com o CIF das 3 fases identificadas
10 20 30 40 50 60 70 80
Inte
nsid
ad
e (
ua
)
2 (graus)
Pos Tratamento Teacutermico
20 25 30 35 40 45 50 55 60
63
Figura 45 Difratograma da amostra apoacutes tratamento teacutermico em conjunto com os CIFs de Bi Bi2O3 e
Bi12NiO19
Pode-se verificar no padratildeo do difratograma da Figura 45 que pelo formato da linha de
base obtida ocorreu a cristalizaccedilatildeo da fase amorfa e as fases identificadas correspondem aos
picos presentes no DRX da amostra
O refinamento realizado pelo MR confirmou a identificaccedilatildeo das fases contidas na
amostra no sentido da exata correspondecircncia entre os picos obtidos nos padrotildees calculados e
observados As fraccedilotildees das fases da amostra que sofreu tratamento teacutermico em comparaccedilatildeo com
as fraccedilotildees obtidas no DRX in situ estatildeo apresentados na tabela 7
Tabela 7 Fraccedilotildees das fases apoacutes tratamento teacutermico e DRX in situ a 350 oC
Fraccedilatildeo das fases Tratamento Teacutermico DRX in situ a 350 oC
Bi12NiO19 90 137
Bi2O3 89 20
Bi 11 663
10 20 30 40 50 60 70 80
Inte
nsid
ade (
ua
)
2 (graus)
Observado
Bi
Bi2O
3
Bi12
NiO19
25 30 35 40 45 50 55
64
O aumento da temperatura propicia a nucleaccedilatildeo das fases de Bi2O3 e Bi12NiO19 em
detrimento da diminuiccedilatildeo da fase Bi3Ni
O refinamento pelo meacutetodo de Rietveld para amostra que sofreu tratamento teacutermico
apresentou uma boa concordacircncia para os perfis calculado e experimental Nesse refinamento
foi utilizado o CIF modificado de Bi12NiO19 Na Figura 46 temos o padratildeo experimental e o
calculado obtidos no refinamento pelo MR
Figura 46 Padratildeo observado e experimental refinado pelo MR para amostra tratada termicamente
Compara-se na Figura 47 os difratogramas obtidos para amostra tratada termicamente e
para o DRX in situ a temperatura de 350 oC eacute possiacutevel identificar a correspondecircncia entre os
picos entretanto eacute notaacutevel a diferenccedila na linha de base do difratograma referente ao DRX in
situ contra o DRX da amostra submetida a tratamento teacutermico Pode-se concluir que para
ocorrer a cristalizaccedilatildeo da fase amorfa eacute necessaacuterio que a temperatura do tratamento teacutermico seja
superior a 550 0C
10 20 30 40 50 60 70 80
Inte
nsid
ade (
ua
)
2 (graus)
Calculado
Experimental
Residual
Pos Tratamento Teacutermico
65
Outro fenocircmeno perceptiacutevel eacute o deslocamento em 2θ da posiccedilatildeo dos picos O
difratograma da amostra que foi ao forno do DRX tem a posiccedilatildeo dos seus picos deslocados para
direita em comparaccedilatildeo ao observado no CIF do Bi12NiO19 e no DRX da amostra que passou
por tratamento teacutermico Podemos associar esse deslocamento a contraccedilatildeo do volume da ceacutelula
unitaacuteria Considerando o valor padratildeo do volume do composto Bi12NiO19 constante na tabela
5 ocorreu uma reduccedilatildeo de volume de aproximadamente 155 para amostra tratada
termicamente e uma variaccedilatildeo positiva de 005 para amostra do DRX in situ Na Figura 47
plotamos juntos os difratogramas da amostra tratada termicamente da amostra que realizou a
medida in situ a 350 0C e o CIF do Bi12NiO19
Figura 47 Difratogramas das amostras apoacutes tratamento teacutermico e DRX in situ em conjunto com o
CIF do Bi12NiO19
O tratamento teacutermico realizado produziu o resultado esperado cristalizando a fase
amorfa As fases presentes na amostra apoacutes a realizaccedilatildeo do tratamento estatildeo em conformidade
agraves encontradas nas medidas de DRX in situ
20 30 40 50 60 70 80
Bi
Inte
nsid
ade (
u a)
2 (graus)
Bi
20 25 30 35 40 45
66
5 CONCLUSAtildeO
A sintetizaccedilatildeo do composto nanoestruturado de Bi3Ni foi realizado de modo eficiente
apoacutes 13 horas de moagem mecacircnica
As medidas de difraccedilatildeo de Raio X possibilitaram acompanhar a evoluccedilatildeo estrutural e a
nucleaccedilatildeo da fase de Bi3Ni O refinamento realizado pelo Meacutetodo de Rietveld proporcionou a
quantificaccedilatildeo dos paracircmetros cristalograacuteficos tais como paracircmetros de rede volume da ceacutelula
unitaacuteria fraccedilatildeo das fases presentes e tamanho de cristalito Os fatores de qualidade e
convergecircncia alcanccedilaram valores satisfatoacuterios correspondendo a exata simulaccedilatildeo do padratildeo
observado
A anaacutelise teacutermica realizada por meio das medidas de DRX in situ permitiu o estudo da
estabilidade teacutermica e o acompanhamento da evoluccedilatildeo estrutural da amostra em funccedilatildeo da
temperatura Foi possiacutevel identificar duas novas fases presentes o Bi2O3 e Bi12NiO19 nucleadas
agraves custas da fase de Bi3Ni Na temperatura de 350 oC a amostra eacute composta das fases Bi12NiO19
Bi2O3 e Bi
As medidas de DSC realizadas ateacute a temperatura de 550 oC e com quatro diferentes
taxas de aquecimento foram utilizadas para se calcular com o uso da equaccedilatildeo de Kissinger a
energia de ativaccedilatildeo (Ea) necessaacuteria para promover a nucleaccedilatildeo do composto Bi12NiO19 que eacute de
12465 kJmol
O tratamento teacutermico no forno ateacute 800 oC promoveu o relaxamento dos defeitos e
tensotildees causadas durante a moagem mecacircnica e a cristalizaccedilatildeo da fase amorfa natildeo sendo mais
possiacutevel identificar no DRX realizado o perfil referente a essa fase Identificou-se novamente a
fase Bi12NiO19 aleacutem da ocorrecircncia das fases de Bi2O3 e Bi jaacute identificadas nas medidas de
DRX in situ confirmando a consistecircncia dos resultados obtidos por dois ensaios diferentes
Pocircde-se verificar o mesmo fenocircmeno em todos os ensaios que envolveram o
aquecimento da amostra Ao aquecer-se o Bi3Ni ocorre um processo de oxidaccedilatildeo que resulta
na formaccedilatildeo da fase de Bi2O3 e a fase de Bi12NiO19 todas associadas ao consumo de Bi da fase
Bi3Ni
Para realizaccedilatildeo de estudos futuros com o intuito de se obter a fase uacutenica de Bi3Ni
pode-se alterar ligeiramente as massas dos produtos com a adiccedilatildeo de um pouco de niacutequel
67
Pode-se melhorar o controle das condiccedilotildees de realizaccedilatildeo dos tratamentos teacutermicos com o
intuito de se evitar a oxidaccedilatildeo A realizaccedilatildeo de medidas de DSC ateacute a temperatura de 800 0C
poderaacute revelar picos exoteacutermicos e propiciar condiccedilotildees para se calcular a energia necessaacuteria
para promover a cristalizaccedilatildeo da fase amorfa
68
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AGRADECIMENTOS
Nesse momento especial natildeo poderia deixar de agradecer as pessoas que tornaram
possiacutevel a realizaccedilatildeo desse sonho
Ao meu orientador Prof Dr Sergio Michielon de Souza pelo inestimaacutevel
conhecimento transmitido e excelente orientaccedilatildeo mas principalmente por sua paciecircncia e
sabedoria em reconhecer minhas limitaccedilotildees e virtudes
Aos professores Dr Edgar Sanches e Dr Hidembergue Frota pelas preciosas
consideraccedilotildees na qualificaccedilatildeo desse trabalho
Ao Prof Dr Lizandro (IFAM) por permitir o acesso ao Laboratoacuterio de Siacutentese e
Caracterizaccedilatildeo de Nanomateriais (LSCN) onde foi realizado a moagem da amostra e ao Prof
Dr Newton (UFAM) por permitir o uso do DSC no Laboratoacuterio de Termociecircncias
Aos amigos que tive o privileacutegio de conviver e trocar experiecircncias durante o periacuteodo do
mestrado Mitsuo Leonardo Aeacutercio Meg Joelma Querem Thiago Carla e um agradecimento
especial ao Mieacutecio responsaacutevel pela execuccedilatildeo das medidas de raio X no Laboratoacuterio de
Materiais
A Fundaccedilatildeo de Amparo agrave Pesquisa e Ensino no Amazonas ndash FAPEAM pelo
apoio financeiro
Por fim agradeccedilo as pessoas que fazem cada conquista valer a pena Shirley
Raphael e Fernanda pois vocecircs me ensinam liccedilotildees que vatildeo muito aleacutem da vida acadecircmica me
apontando e conduzindo para um caminho repleto de realizaccedilotildees
ldquoA pesquisa baacutesica eacute como atirar uma flecha para o ar e onde ela cair pintar um alvordquo
(Homer Adkins Burton)
3
RESUMO
A partir da mistura dos poacutes elementares de bismuto (Bi) e niacutequel (Ni) foi produzido o
composto nanoestruturado de Bi3Ni utilizando a teacutecnica de Siacutentese Mecacircnica As propriedades
estruturais da amostra foram investigadas por difraccedilatildeo de raios X combinado com o meacutetodo de
Rietveld Com o objetivo de estudar a estabilidade teacutermica e acompanhar o comportamento
estrutural da amostra em funccedilatildeo da temperatura foram realizadas medidas de DRX in situ
aleacutem de medidas de calorimetria diferencial de varredura ndash DSC O processo de moagem
totalizou 19 horas apoacutes a deacutecima terceira hora de moagem natildeo haacute ocorrecircncia de novas fases
apenas ocorreu uma melhora da taxa de cristalizaccedilatildeo e uma diminuiccedilatildeo do tamanho de cristalito
Encontra-se presente um pico alargado A forma perfil dessa elevaccedilatildeo eacute um forte indicio do
aparecimento de uma fase amorfa Os resultados do DSC em conjunto com DRX revelam a
dinacircmica de nucleaccedilatildeo e transformaccedilatildeo de novas fases como o Bi12NiO19 e o Bi2O3 que passam
a se formar agrave medida que a amostra eacute aquecida Com a utilizaccedilatildeo da equaccedilatildeo de Kissinger foi
possiacutevel calcular a energia necessaacuteria para nucleaccedilatildeo desta nova fase Realizou-se um
tratamento teacutermico com a finalidade de promover a cristalizaccedilatildeo da fase amorfa presente bem
como de estudar a evoluccedilatildeo estrutural do composto em funccedilatildeo da temperatura O meio utilizado
para sintetizaccedilatildeo da liga Bi3Ni mostrou-se eficiente e as anaacutelises estruturais e teacutermicas utilizadas
nesse trabalho demonstram a concordacircncia e a consistecircncia dos resultados obtidos e dos
objetivos propostos
Palavras-chave Difraccedilatildeo raios X (DRX) siacutentese mecacircnica Meacutetodo de Rietveld
4
ABSTRACT
From the mixture of the elementary powders of bismuth (Bi) and nickel (Ni) the
nanostructured compound of Bi3Ni was produced using the Mechanical Synthesis technique
The structural properties of the sample were investigated by X-ray diffraction combined with
the Rietveld method In order to study the thermal stability and to follow the structural behavior
of the sample as a function of temperature XRD measurements were performed in situ in
addition to differential scanning calorimetry (DSC) measurements The milling process totaled
19 hours after the thirteenth hour of milling there was no occurrence of new phases only an
improvement of the crystallization rate and a decrease of the crystallite size occurred An
enlarged peak is present the shape and profile of this elevation is a strong indication of the
appearance of an amorphous phase The results of the DSC together with XRD clarify the
dynamics of nucleation and transformation of new phases such as Bi12NiO19 and Bi2O3 which
starts to form as the sample is heated With the use of the Kissinger equation it was possible to
calculate the energy required for nucleation of this new phase A thermal treatment was carried
out in order to promote the crystallization of the present amorphous phase as well as to study
the structural evolution of the compound as a function of temperature The medium used to
synthesize the Bi3Ni alloy proved to be efficient and the structural and thermal analyzes used
in this work demonstrate the consistency and consistency of the results obtained and the
proposed objectives
Keywords Diffraction X-rays (DRX) mechanical synthesis Method of Rietveld
5
LISTA DE FIGURAS
Figura 1 Projeccedilatildeo dos eixos a b c e em perspectiva respectivamente do Bi (ICSD 64703) 10
Figura 2 Projeccedilatildeo do eixo a e em perspectiva respectivamente do Ni (ICSD 41508) 10
Figura 3 Projeccedilatildeo dos eixos a b e c do composto Bi3Ni (ICSD 391336) 12
Figura 4 Representaccedilatildeo em perspectiva do arranjo octaeacutedrico da cadeia de Bi3Ni (ICSD 391336) 12
Figura 5 Diagrama de Fases Bi-Ni e entalpia de formaccedilatildeo do Bi3Ni e BiNi 14
Figura 6 As 14 redes de Bravais 16
Figura 7 Representaccedilatildeo das fases presentes no processo de SM 18
Figura 8 Modelo de um material nanomeacutetrico Os ciacuterculos pretos e brancos representam
respectivamente a componente cristalina e a interfacial 19
Figura 9 Representaccedilatildeo geomeacutetrica da Lei de Bragg 22
Figura 10 Padratildeo de difraccedilatildeo para Cristal perfeito cristal real e liquido ou amorfo
respectivamente 24
Figura 11 Representaccedilatildeo esquemaacutetica de um difratocircmetro 25
Figura 12 Diagrama de blocos com ordem dos procedimentos para iniacutecio do refinamento no
EXPGUI 31
Figura 13 Interface do EXPGUI para refinamento dos paracircmetros 32
Figura 14 Ilustraccedilatildeo da configuraccedilatildeo de um DSC e do fluxo de calor 34
Figura 15 Representaccedilatildeo graacutefica dos padrotildees geneacutericos de picos apresentados no DSC 34
Figura 16 Moinho High Energy Ball Mill Emax 37
Figura 17 Preparaccedilatildeo e selagem do vaso de moagem 38
Figura 18 Preparaccedilatildeo da amostra para realizaccedilatildeo de DRX 39
Figura 19 Difratocircmetro de Raio-X modelo Empyrean da PANalytical 40
Figura 20 Preparaccedilatildeo da amostra e porta amostra no forno do DRX 41
Figura 21 Rampa de aquecimento para medidas in situ de DRX 41
Figura 22 Forno utilizado para realizar o tratamento teacutermico 43
Figura 23 Equipamento utilizado para realizar o DSC 43
Figura 24 Padratildeo de difraccedilatildeo observado para amostra e Bi3Ni durante todo intervalo de moagem 44
Figura 25 Difratograma obtido apoacutes a primeira hora de moagem 45
6
Figura 26 Difratograma da amostra moiacuteda durante 4 horas (curva com ruiacutedo) e o padratildeo
idealizado do Bi3Ni calculado a partir do arquivo CIF (cartatildeo ICSD no 391336) 46
Figura 27 Padratildeo observado no DRX (4horas) calculado e residual obtidos no refinamento
pelo MR 46
Figura 28 Fraccedilatildeo das fases de Ni Bi e Bi3Ni em funccedilatildeo do tempo de moagem 48
Figura 29 Tamanho meacutedio de cristalito de Bi3Ni em funccedilatildeo do tempo de moagem 49
Figura 30 Comparaccedilatildeo das funccedilotildees de background para a amostra moiacuteda por 10 13 16 e
19 horas 50
Figura 31 Formaccedilatildeo da fase amorfa na amostra de Bi3Ni apoacutes 19 horas de moagem 51
Figura 32 Difratograma da amostra moiacuteda 19h em conjunto com os CIFs de o Bi3Ni Bi e Bi2O3 52
Figura 33 Difratograma da amostra moiacuteda 19h e refinada por meacutetodo de Rietveld partindo dos
CIFs do Bi3Ni Bi e Bi2O3 52
Figura 34 Padratildeo observado nos DRX da amostra submetida a aquecimento 54
Figura 35 Padratildeo obtidos no refinamento pelo MR para amostra aquecida a 250 0C 55
Figura 36 Fraccedilotildees de fase em funccedilatildeo da temperatura de realizaccedilatildeo do DRX in situ 56
Figura 37 Padratildeo observado no DRX da amostra em 350 oC em comparaccedilatildeo com o CIF das fases
constituintes 57
Figura 38 Projeccedilatildeo do eixo a e em perspectiva do Bi12NiO19 57
Figura 39 Padratildeo obtidos no refinamento pelo MR para amostra aquecida a 350 0C 58
Figura 40 Fotografia do forno do DRX antes a apoacutes a realizaccedilatildeo das medidas 59
Figura 41 Termograma DSC plotados em conjunto para os diferentes fluxos de calor 60
Figura 42 Espectros DSC com as temperaturas de pico e suas respectivas taxas de aquecimento 60
Figura 43 Graacutefico linear do ln1205911198791198882 versus 1119879119888 61
Figura 44 Difratograma da amostra apoacutes tratamento teacutermico 62
Figura 45 Difratograma da amostra apoacutes tratamento teacutermico em conjunto com os CIFs de Bi
Bi2O3 e Bi12NiO19 63
Figura 46 Padratildeo observado e experimental refinado pelo MR para amostra tratada termicamente 64
Figura 47 Difratogramas das amostras apoacutes tratamento teacutermico e DRX in situ em conjunto
com o CIF do Bi12NiO19 65
7
LISTA DE TABELAS
Tabela 1 Principais variaacuteveis envolvidas no processo de siacutentese mecacircnica 21
Tabela 2 Relaccedilatildeo entre os fatores instrumentais e os efeitos sobre os picos de DRX 26
Tabela 3 Correlaccedilotildees e definiccedilotildees para as variaacuteveis envolvidas no refinamento pelo
MR no EXPGUI 33
Tabela 4 Valores de Rwp e 1205362 obtidos nos refinamentos realizados durante o processo de
moagem mecacircnica 47
Tabela 5 Valores de Chi2 e de Rwp obtidos nos refinamentos realizados durante o
processo de aquecimento 55
Tabela 6 Paracircmetros da ceacutelula unitaacuteria da estrutura Bi12NiO19 58
Tabela 7 Fraccedilotildees das fases apoacutes tratamento teacutermico e DRX in situ a 350 oC 63
8
SUMAacuteRIO
DEDICATOacuteRIA 3
AGRADECIMENTOS 6
RESUMO 3
ABSTRACT 4
LISTA DE FIGURAS 5
LISTA DE TABELAS 7
SUMAacuteRIO 8
1 INTRODUCcedilAtildeO 9
2 FUNDAMENTACcedilAtildeO TEOacuteRICA 12
21 O composto Bi3Ni 12
22 Estruturas Cristalinas 15
23 Siacutentese Mecacircnica 17
24 Difraccedilatildeo de Raios X 21
241 Difratocircmetro 24
25 Meacutetodo de Rietveld 26
251 Iacutendices de avaliaccedilatildeo da qualidade do refinamento 30
252 GSAS-EXPGUI 31
25 Calorimetria Diferencial de Varredura 33
3 PROCEDIMENTOS EXPERIMENTAIS 36
31 Produccedilatildeo da Amostra 36
32 Siacutentese Mecacircnica 36
33 Difraccedilatildeo de Raios X 39
34 Refinamento pelo Meacutetodo de Rietveld 41
35 Tratamento Teacutermico 42
36 Calorimetria Diferencial de Varredura (DSC) 43
4 RESULTADOS E DISCUSSOtildeES 44
41 Evoluccedilatildeo estrutural 44
42 Medidas de DRX in situ 53
43 Calorimetria Diferencial de Varredura (DSC) 59
44 Tratamento teacutermico 62
5 CONCLUSAtildeO 66
6 REFEREcircNCIAS 68
9
1 INTRODUCcedilAtildeO
Os materiais nanoestruturados satildeo definidos como materiais policristalinos de fase
simples ou multifaacutesicos com tamanho de gratildeo na ordem de nanocircmetros tipicamente menores
que 100 nm [1]
O estudo e a pesquisa dos materiais nanoestruturados vem nos uacuteltimos anos
despertando interesse na comunidade cientiacutefica Por causa dessas pequenas dimensotildees esses
materiais satildeo estruturalmente caracterizados por uma grande fraccedilatildeo volumeacutetrica de contornos
de gratildeo ou interfaces os quais podem alterar significativamente uma variedade de
propriedades fiacutesicas e quiacutemicas quando comparadas aos materiais cristalinos convencionais
(normalmente denominados bulk) [2]
Pode-se exemplificar essas mudanccedilas nas propriedades fiacutesicas utilizando-se como
exemplo o comportamento do ouro (Au) que apresenta uma reduccedilatildeo em seu ponto de fusatildeo
quando se encontra na forma nanoestruturada Enquanto que na forma de bulk o ouro possui
ponto de fusatildeo de aproximadamente 1064 degC na forma nanomeacutetrica (com cristais menores
que 5 nm) seu ponto de fusatildeo eacute da ordem de 300 degC [3]
Os materiais nanoestruturados podem ser sintetizados de diversas formas como por
exemplo eletrodeposiccedilatildeo [4] spray pyrolysis [5] sol-gel [6] deposiccedilatildeo de vapor fiacutesico [7]
solidificaccedilatildeo raacutepida [8] siacutentese mecacircnica [9] dentre outros As metodologias e teacutecnicas de
siacutentese podem alterar consideravelmente as propriedades dos compostos resultantes isso se
deve ao fato desses materiais nanoestruturados serem metaestaacuteveis e suas propriedades
dependerem do modo de preparaccedilatildeo da variaccedilatildeo do tempo temperatura pressatildeo Em geral
nos materiais nanoestruturados a componente interfacial ou contornos de gratildeo podem
corresponder a ateacute 50 do volume do material [10]
Neste trabalho utilizou-se a teacutecnica de siacutentese mecacircnica (SM) para produccedilatildeo de um
composto contendo bismuto e niacutequel a qual possibilita a produccedilatildeo de nanoestruturados em
temperaturas proacutexima a ambiente obtenccedilatildeo de ligas com elementos de alto ponto de fusatildeo
aleacutem de promover a deformaccedilatildeo plaacutestica das ceacutelulas unitaacuterias
O bismuto eacute um elemento quiacutemico de siacutembolo Bi com nuacutemero atocircmico (Z) igual a 83
e massa atocircmica igual a 2089 gmol Na temperatura ambiente o bismuto encontra-se no estado
soacutelido possuindo temperatura de fusatildeo de aproximadamente 271degC Eacute um elemento pesado
10
fraacutegil trivalente cristalino de coloraccedilatildeo rosaacutecea que se assemelha quimicamente ao arsecircnio e
ao antimocircnio
Eacute o mais diamagneacutetico de todos os metais e com a condutividade teacutermica mais baixa
entre todos os elementos exceto do mercuacuterio De todos os metais eacute o que menos conduz
corrente eleacutetrica O bismuto possui ceacutelula unitaacuteria romboeacutedrica e grupo espacial R-3m
A Figura 1 ilustra a ceacutelula unitaacuteria do Bi projetada nos eixos a b c e em uma perspectiva que
possibilita uma visualizaccedilatildeo tridimensional do elemento [11]
Figura 1 Projeccedilatildeo dos eixos a b c e em perspectiva respectivamente do Bi (ICSD 64703)
O niacutequel eacute um elemento quiacutemico de siacutembolo Ni nuacutemero atocircmico 28 e de massa
atocircmica 587 gmol Na temperatura ambiente encontra-se no estado soacutelido possuindo
temperatura de fusatildeo de aproximadamente 1455degC Eacute um metal de transiccedilatildeo de coloraccedilatildeo
branco-prateada condutor de eletricidade e calor duacutectil e maleaacutevel sendo bastante resistente
a corrosatildeo A amostra utilizada neste trabalho possui ceacutelula unitaacuteria cuacutebica e grupo espacial
Fm-3m A Figura 2 ilustra a ceacutelula unitaacuteria do Ni projetada no eixo a e em uma perspectiva que
possibilita uma visualizaccedilatildeo tridimensional do elemento [11]
Figura 2 Projeccedilatildeo do eixo a e em perspectiva respectivamente do Ni (ICSD 41508)
11
Este trabalho teve como objetivos sintetizar por moagem mecacircnica o composto de
Bi3Ni nanoestruturado realizar o estudo de suas propriedades estruturais antes e apoacutes os
tratamentos teacutermicos As principais teacutecnicas experimentais usadas nesta dissertaccedilatildeo foram a
difraccedilatildeo de raios X (DRX) para acompanhamento da evoluccedilatildeo estrutural da amostra em funccedilatildeo
do tempo de moagem o refinamento dos paracircmetros estruturais pelo meacutetodo de Rietveld
medidas DSC e de DRX in situ para estudar a estabilidade teacutermica bem como o comportamento
estrutural da amostra em funccedilatildeo da temperatura e um tratamento teacutermico para cristalizar a fase
amorfa presente
12
2 FUNDAMENTACcedilAtildeO TEOacuteRICA
21 O composto Bi3Ni
O composto intermetaacutelico Bi3Ni possui estrutura ortorrocircmbica e grupo espacial Pnma
possuindo um arranjo octaeacutedrico onde os aacutetomos de bismuto formam a matriz e os aacutetomos de
niacutequel formam uma cadeia linear [12]
Na Figura 3 projeta-se a ceacutelula unitaacuteria do Bi3Ni nos eixos a b c respectivamente
Figura 3 Projeccedilatildeo dos eixos a b e c do composto Bi3Ni em verde estaacute representado os aacutetomos de
niacutequel cartatildeo ICSD nordm 391336
Na Figura 4 representa-se o arranjo octaeacutedrico da cadeia de Bi3Ni onde eacute possiacutevel
identificar a cadeia linear formada pelo niacutequel
Figura 4 Representaccedilatildeo em perspectiva do arranjo octaeacutedrico da cadeia de Bi3Ni (ICSD 391336)
13
Relata-se na literatura que os principais meacutetodos para a obtenccedilatildeo do composto Bi3Ni
satildeo eletrodeposiccedilatildeo por meio quiacutemico ou solidificaccedilatildeo raacutepida Trabalhos cientiacuteficos
descreveram que a produccedilatildeo da amostra de Bi3Ni ocorreu por fusatildeo dos compostos Bi e Ni num
forno de resistecircncia a 1100 degC durante 3 dias [13]
O composto intermetaacutelico Bi3Ni apresenta supercondutividade a temperatura criacutetica de
41 K e embora essa caracteriacutestica seja conhecida desde 1951 escassos trabalhos tinham sido
publicados ateacute o iniacutecio do seacuteculo XXI As pesquisas no campo da supercondutividade tecircm
produzido a cada dia compostos com maiores temperaturas criticas (Tc) tal fato tem ajudado
os pesquisadores a desvendar os misteacuterios envolvendo a supercondutividade a Tc maiores que
40K [1415]
Novos trabalhos envolvendo as propriedades supercondutoras do Bi3Ni voltaram a ser
objeto de estudo especialmente apoacutes a constataccedilatildeo que alguns materiais quando submetidos a
pressatildeo tem sua temperatura criacutetica aumentada ligas contendo Fe na base de oxypnictides
(classe de material que inclui o oxigecircnio ao 15deg grupo da tabela perioacutedica grupo do nitrogecircnio)
apresentaram Tc de 43 K tal elevaccedilatildeo foi tambeacutem constatada com a substituiccedilatildeo de alguns
elementos na composiccedilatildeo das ligas obtendo-se Tc de 55K (SmFeAsO1-xFx) [16]
Recentemente um composto que contem CeNi08Bi2 passou a ser estudado como
componente na formaccedilatildeo de compostos do grupo de oxypnictides Estudos com espectroscopia
de tunelamento revelaram que o Bi3Ni eacute um supercondutor fortemente ligado [17]
A supercondutividade e o ferromagnetismo dois estados fundamentais da mateacuteria
condensada observam-se como sendo altamente competitivos em quase todos os materiais
Interaccedilotildees predominantemente ferromagneacuteticas destroem a supercondutividade por criarem
uma transiccedilatildeo de fase reentrante como observado nos compostos ErRh4B4 HoMo6S8 Soacute
muitos poucos compostos que foram identificados ateacute agora mostram uma coexistecircncia destes
estados fundamentais concorrentes Dentro desse escasso grupo encontra-se o Bi3Ni
nanoestruturado no qual comprovou-se a coexistecircncia de supercondutividade e
ferromagnetismo [1819]
As propriedades termodinacircmicas do composto Bi-Ni continuam sendo alvo de estudos
Recentemente diversos trabalhos sobre esse tema foram publicados [2021] Esses trabalhos
descrevem a construccedilatildeo de diagramas de fases do Bismuto com os elementos metaacutelicos Fe Cr
e Ni de onde constata-se que a mostra com Fe e Cr tecircm leve solubilidade no Bi Para
14
temperaturas menores que 920 degC a solubilidade de Fe e Cr em Bi(Liacutequido) eacute menor que 10-3 em
at Por sua vez o niacutequel dissolve-se prontamente em Bi(L) O niacutequel eacute o uacutenico componente de
accedilo inoxidaacutevel que faz compostos intermetaacutelicos com Bi [12]
Pesquisas apontam para outras propriedades e aplicaccedilotildees de ligas ternaacuterias contendo os
elementos Bi e Ni A liga BiInNi contendo diversas proporccedilotildees estequiomeacutetricas foi estudada
sob a oacutetica de um possiacutevel potencial desse material como semicondutor [21]
Outra aplicaccedilatildeo recente utilizando o composto de bismuto e niacutequel vem despertando o
interesse tecnoloacutegico Sabe-se que esforccedilos crescentes tecircm sido realizados na busca por soldas
livres de chumbo adequadas devido agrave influecircncia prejudicial do chumbo ao ambiente e a sauacutede
humana As ligas agrave base de Sn com diferentes aditivos como Ag Bi Cu In Sb e Zn satildeo
potenciais candidatos como soldas livres de chumbo As ligas Sn-Bi com baixo ponto de fusatildeo
satildeo desenvolvidas para soldar os componentes sensiacuteveis agrave elevadas temperaturas [22]
Na Figura 5 apresenta-se o diagrama de fases do sistema Bi-Ni [23] Verifica-se que a
temperatura de fusatildeo do composto Bi3Ni em funccedilatildeo da maior quantidade de bismuto eacute menor
que a do composto BiNi
Figura 5 Diagrama de Fases Bi-Ni [23]
15
22 Estruturas Cristalinas
A estrutura dos materiais soacutelidos eacute resultado da natureza de suas ligaccedilotildees quiacutemicas a
qual define a distribuiccedilatildeo espacial de seus aacutetomos iacuteons ou moleacuteculas Parte dos materiais
comumente aplicados na engenharia exibe um arranjo geomeacutetrico de seus aacutetomos bem definido
constituindo assim uma estrutura cristalina Os materiais cristalinos independentemente do tipo
de ligaccedilatildeo que possuem satildeo aqueles que apresentam estrutura atocircmica tridimensional perioacutedica
de longo alcance
A partir da definiccedilatildeo de estrutura cristalina como sendo um conjunto de posiccedilotildees
atocircmicas iocircnicas ou moleculares repetitivas pode-se descrever o cristal partindo-se de uma
estrutura baacutesica que se repete ao longo de toda estrutura Essa estrutura denominada ceacutelula
unitaacuteria pode ser definida como a menor porccedilatildeo do cristal que ainda conserva as propriedades
originais dele Para definir a ceacutelula unitaacuteria adota-se valores especiacuteficos que satildeo associados agraves
unidades de medidas dos eixos de referecircncia e aos acircngulos entre esses eixos definidos como
paracircmetros de rede
Define-se entatildeo os sistemas cristalinos que incluem todas as possiacuteveis geometrias de
divisatildeo do espaccedilo por superfiacutecies planas continuas Soacute existem 7 tipos de sistemas cristalinos
que preenchem totalmente o espaccedilo Entretanto os sistemas cristalinos satildeo apenas entidades
geomeacutetricas Quando ldquocoloca-serdquo aacutetomos dentro desses sistemas formam-se redes
cristalinas[24]
Em 1848 o francecircs August Bravais demonstrou ser possiacutevel geometricamente a
construccedilatildeo de 14 tipos de ceacutelulas unitaacuterias isto eacute todas as redes cristalinas possiacuteveis podem
ser geradas por 14 tipos de ceacutelulas Essas redes satildeo chamadas redes de Bravais
Na Figura 6 pode-se identificar os 7 tipos de sistemas cristalinos (cuacutebico tetragonal
ortorrocircmbico romboeacutedrico monocliacutenico hexagonal e tricliacutenico) e as configuraccedilotildees possiacuteveis
para esses sistemas formando as 14 redes de Bravais [24]
16
Figura 6 As 14 redes de Bravais [24]
Os cristais podem ser classificados segundo os grupos pontuais de operaccedilotildees de simetria
que une suas faces Os grupos pontuais ou classes cristalinas representam a simetria ou
combinaccedilotildees de simetria que levam a um padratildeo de repeticcedilatildeo distinto Toda e qualquer
moleacutecula pode ser classificada em um dos 32 grupos pontuais possiacuteveis
Os 32 grupos pontuais possiacuteveis satildeo formados pelos 10 elementos baacutesicos de simetria e
mais 22 combinaccedilotildees entre estes Apenas 22 combinaccedilotildees satildeo possiacuteveis pois muitas levam a
repeticcedilotildees de simetria e outras satildeo incompatiacuteveis com a simetria cristalina ou seja os elementos
de simetria natildeo podem ser combinados arbitrariamente [24]
17
Uma vez que as operaccedilotildees de simetria de cada um dos 32 grupos pontuais
cristalograacuteficos satildeo aplicadas as 14 redes de Bravais tem-se 230 grupos espaciais que
descrevem de maneira uniacutevoca todo o arranjo de objetos idecircnticos dispostos num reticulo
perioacutedico infinito
23 Siacutentese Mecacircnica
Do ponto de vista termodinacircmico um cristal perfeito (um soacutelido livre de defeitos
estruturais fora do equiliacutebrio) eacute o soacutelido que apresenta a menor energia livre de Gibbs e suas
propriedades fiacutesicas satildeo bem determinadas Poreacutem na natureza eacute difiacutecil encontrar cristais livres
de defeitos Esses somente satildeo sintetizados em laboratoacuterios sob condiccedilotildees extremamente
controladas Eacute conhecido que as propriedades fiacutesicas de cristais possuindo defeitos apresentam
desvios em relaccedilatildeo agraves medidas para os cristais perfeitos Esses desvios satildeo tatildeo maiores quanto
maior for a concentraccedilatildeo de defeitos Uma variaccedilatildeo tambeacutem eacute verificada na energia livre de
Gibbs pois sabe-se que centros de defeitos armazenam energia em soacutelidos [2]
A siacutentese mecacircnica (SM) eacute uma teacutecnica de moagem de um mono poacute ou de uma mistura
de dois ou mais poacutes de um composto Eacute comum encontrar na literatura outro termo utilizado
para designar o tratamento de partiacuteculas em poacute no moinho de alta energia Normalmente
associa-se o termo siacutentese mecacircnica ou Mechanical Alloying (MA) ao processo no qual a
mistura de poacutes eacute moiacuteda em conjunto onde a transferecircncia de material que estaacute envolvida tem o
objetivo de se obter uma liga homogecircnea Por outro lado a moagem de poacutes tais como metais
puros onde a transferecircncia de material natildeo eacute necessaacuteria para a homogeneizaccedilatildeo denomina-se
simplesmente moagem mecacircnica ou Mechanical Milling (MM) [9]
De maneira praacutetica pode-se descrever o processo de siacutentese mecacircnica como a
colocaccedilatildeo da amostra no recipiente especiacutefico (normalmente chamado de jarro de moagem)
juntamente com esferas (preferencialmente do mesmo material que o recipiente) a realizaccedilatildeo
da selagem do recipiente para alguns materiais com o intuito de evitar a oxidaccedilatildeo ou ateacute
mesmo contaminaccedilatildeo realiza-se esse procedimento em um ambiente fechado (glove box) com
um gaacutes inerte e finalizando o processo tem-se a fixaccedilatildeo do recipiente no moinho e o iniacutecio do
processo de moagem [9]
18
Pode-se dividir fisicamente o processo de siacutentese mecacircnica de materiais em 4 estaacutegios
bem distintos [25]
I - Estaacutegio inicial as partiacuteculas satildeo deformadas plasticamente assumindo uma forma achatada
A ductilidade do material e energia fornecida no processo de moagem refletem diretamente na
intensidade dessa alteraccedilatildeo O acreacutescimo da aacuterea de superfiacutecie aumenta progressivamente a
probabilidade de soldagem a frio dessas partiacuteculas gerando um aumento do tamanho meacutedio da
partiacutecula
II ndash Segundo Estaacutegio as partiacuteculas satildeo soldadas a frio e requebradas favorecendo a formaccedilatildeo
de um poacute muito fino Eacute neste estaacutegio que ocorre tambeacutem a formaccedilatildeo de partiacuteculas compostas
denominadas de agregados Com o acuacutemulo de deformaccedilatildeo plaacutestica haacute um aumento do
encruamento e da resistecircncia mecacircnica das partiacuteculas Essa situaccedilatildeo aumenta a probabilidade
de fratura das partiacuteculas ou agregados
III ndash Terceiro Estaacutegio nesta fase um certo ldquoequiliacutebriordquo entre os processos de fratura e de
soldagem a frio eacute alcanccedilado Observa-se tambeacutem que as partiacuteculas alcanccedilam um tamanho fixo
Entretanto a energia livre de Gibbs continua a aumentar ateacute alcanccedilar uma saturaccedilatildeo
IV ndash Quarto Estagio eacute caracterizado pelo refinamento da microestrutura desses agregados
Na Figura 7 estatildeo ilustrados os quatro estaacutegios do processo de Siacutentese Mecacircnica
Figura 7 Representaccedilatildeo das fases presentes no processo de SM [25]
19
Eacute bem conhecido que a natureza procura estados fiacutesicos com a menor variaccedilatildeo da
energia livre de Gibbs Assim as substacircncias sob moagem mecacircnica podem ser transformadas
em novas substacircncias ou mudarem de fases cristalograacuteficas visando alcanccedilar esses estados de
menor energia Sabe-se que tais mudanccedilas envolvem determinados mecanismos fiacutesicos como
por exemplo difusatildeo atocircmica atraveacutes de contornos de gratildeos Os mecanismos fiacutesicos envolvidos
no processo SM ainda natildeo satildeo completamente entendidos [9]
Do ponto de vista estrutural cada poacute constituindo a mistura pode ser visto como sendo
formado por duas componentes uma cristalina que eacute sua estrutura cristalograacutefica original e
outra formada pelos centros de defeitos que eacute chamada de componente interfacial Em geral
nos materiais nanoestruturados a componente interfacial ou contornos de gratildeo podem
corresponder a ateacute 50 do volume do material [10]
A Figura 8 ilustra esquematicamente os cristalitos formado por ciacuterculos pretos e o
contorno de gratildeo por ciacuterculos brancos
Figura 8 Modelo de um material nanomeacutetrico Os ciacuterculos pretos e brancos representam
respectivamente a componente cristalina e a interfacial [10]
Embora a sistemaacutetica de preparaccedilatildeo e execuccedilatildeo da SM pareccedila ser simples o processo
possui diversas variaacuteveis que satildeo determinantes na qualidade e nas caracteriacutesticas do produto
final
A dimensatildeo das esferas utilizadas no processo interfere na eficiecircncia de moagem
Esferas grandes otimizam o processo desde que associadas a uma velocidade que permita a
20
transferecircncia da energia de impacto as partiacuteculas do poacute Aleacutem da dimensatildeo a massa das esferas
tambeacutem influencia no resultado final
A BPR (ball-to-powder weight ratio) ou razatildeo entre a massa das esferas e a massa do
poacute possui um efeito significante no tempo necessaacuterio para alcanccedilar uma fase particular na
amostra que estaacute sendo moiacuteda A BPR eacute inversamente proporcional ao tempo exigido na
moagem os valores de BPR podem variar de 11 ateacute valores de 220 1 Contudo BPR muito
grande pode gerar reaccedilotildees indesejaacuteveis como aumento na geraccedilatildeo de calor o que afetaria a
constituiccedilatildeo do poacute [2627]
A velocidade de rotaccedilatildeo do moinho estaacute diretamente associada agrave energia aplicada
atraveacutes de colisotildees das esferas com a amostra assim como na temperatura de processo da SM
Cada moinho possui uma velocidade criacutetica que define a otimizaccedilatildeo do desempenho do
processo Dessa forma deve-se analisar o quanto pode ser vantajoso ou prejudicial uma
temperatura elevada durante o processo da SM
Em alguns casos onde a difusatildeo eacute exigida para promover a homogeneizaccedilatildeo eou fusatildeo
do poacute pode ser vantajosa a elevaccedilatildeo da temperatura Poreacutem em outros casos o aumento da
temperatura pode acelerar o processo de transformaccedilatildeo e resultar na decomposiccedilatildeo de soluccedilotildees
soacutelidas supersaturadas ou outras fases metaestaacuteveis formadas durante a moagem tornando-se
uma desvantagem [26 27]
O paracircmetro mais importante para otimizaccedilatildeo do processo de siacutentese mecacircnica eacute a
determinaccedilatildeo do tempo de execuccedilatildeo Normalmente o tempo de moagem eacute escolhido com o
propoacutesito de conseguir um estado intermediaacuterio entre os estados de fratura e a fusatildeo a frio das
partiacuteculas do poacute A determinaccedilatildeo do tempo seraacute feita com base em vaacuterios paracircmetros como os
anteriormente mencionados Por isso eacute importante considerar que o niacutevel de contaminaccedilatildeo
pode aumentar e algumas fases indesejaacuteveis podem ser formadas quando o poacute eacute moiacutedo por
tempos maiores que o necessaacuterio [27]
A descriccedilatildeo das variaacuteveis adotadas durante o processo de SM eacute fundamental para
garantir a reprodutibilidade bem como para o estudo das influencias que cada paracircmetro pode
exercer sobre as caracteriacutesticas da amostra apoacutes o termino do processo [282930]
Assim apresenta-se na tabela 1 os principais paracircmetros relacionados a
reprodutibilidade do processo de siacutentese mecacircnica
21
Tabela 1 Principais variaacuteveis envolvidas no processo de siacutentese mecacircnica
24 Difraccedilatildeo de Raios X
A difraccedilatildeo de Raios X (DRX) eacute uma teacutecnica poderosa utilizada principalmente quando
se deseja realizar a caracterizaccedilatildeo estrutural de materiais Entretanto sua aplicaccedilatildeo eacute bem mais
ampla e versaacutetil sendo utilizada tambeacutem em aacutereas como a fiacutesica quiacutemica geologia
biotecnologia
Os raios X possuem energia suficiente para penetrarem nos soacutelidos e dessa forma se
mostram apropriados para investigarem estruturas internas Pode-se gerar raios X em
laboratoacuterio tanto pela desaceleraccedilatildeo dos eleacutetrons num alvo metaacutelico quanto pela excitaccedilatildeo dos
eleacutetrons dos aacutetomos alvo O primeiro processo fornece um espectro continuo e largo o segundo
fornece linhas acentuadas no espectro O meacutetodo normalmente utilizado nos equipamentos de
laboratoacuterio consiste em gerar os raios X fazendo com que um eleacutetron de alta energia gerado no
caacutetodo do tubo catoacutedico colida com um alvo metaacutelico acircnodo [31]
O feixe de raios X possui comprimento de onda (λ) caracteriacutestico que varia de acordo
com o material do acircnodo Para aplicaccedilotildees em cristalografia os comprimentos de onda mais
utilizados variam de 05 a 25 Ǻ Tal fato se justifica em virtude da proximidade desses valores
as menores distancias interatocircmicas observadas em materiais orgacircnicos e inorgacircnicos
PARAcircMETROS ENVOLVIDOS NO PROCESSO
1 Tipo de moinho usado
2 Tipo e material dos recipientes de moagem
3 Velocidade de moagem
4 Tempo de moagem
5 A BPR
6 Atmosfera de moagem
7 Agentes de controle de processo
8 Temperatura de moagem
22
O processo fiacutesico de espalhamento de difraccedilatildeo de raios X eacute o espalhamento elaacutestico dos
foacutetons pelos aacutetomos do material analisado que estatildeo dispostos na rede cristalina O
espalhamento ocorre quando o feixe de raios X atinge as nuvens eletrocircnicas que formam os
planos de um soacutelido cristalino em um determinado acircngulo onde uma porccedilatildeo da radiaccedilatildeo eacute
espalhada pela camada de aacutetomos superficiais e a outra parte do feixe natildeo espalhada penetra
na segunda camada de aacutetomos onde outra fraccedilatildeo eacute espalhada e o restante passa para terceira
camada e assim sucessivamente [3132] Pode-se observar uma representaccedilatildeo desse fenocircmeno
na Figura 9
Figura 9 Representaccedilatildeo geomeacutetrica da Lei de Bragg [28]
A teoria baacutesica que define o estudo de materiais cristalinos por difraccedilatildeo de raios X
baseia-se no princiacutepio de que as distribuiccedilotildees espaciais dos eleacutetrons no material definem
diferentes planos atocircmicos portanto esses planos atocircmicos espalham os raios X ndash vistos como
ondas ndash causando interferecircncia construtiva e destrutiva que se manifestam no padratildeo de raios
X como maacuteximos e miacutenimos respectivamente [33]
A ocorrecircncia de maacuteximos e miacutenimos pode ser explicada utilizando-se a Lei de Bragg
Utilizando o auxiacutelio geomeacutetrico da Figura 9 pode-se verificar que o caminho oacutetico percorrido
pelos raios X incidentes no primeiro plano do material eacute diferente do caminho percorrido pelos
feixes refratados no segundo plano A diferenccedila de caminho (δ) pode ser descrita como
δ = 2dhkl119904119890119899120579 (1)
Essa diferenccedila de percurso gera uma diferenccedila de fase (∆120593) entre as ondas refletidas que pode
ser expressa por
23
∆120593 = 2120587 δλfrasl (2)
onde λ eacute o comprimento de onda do feixe de raios X incidente Para um cristal perfeito e infinito
haveraacute interferecircncia construtiva somente quando δ = nλ onde n eacute um nuacutemero inteiro
Dessa forma a condiccedilatildeo para ocorrecircncia de interferecircncia construtiva pode ser expressa como
2119889ℎ119896119897119904119890119899120579 = 119899 λ (3)
Essa relaccedilatildeo eacute conhecia como a Lei de Bragg
Desse modo se o cristal for rotacionado cada conjunto de planos iraacute difratar a radiaccedilatildeo
quando o valor de 2dsenθ satisfizer a equaccedilatildeo Assim os dados de difraccedilatildeo satildeo coletados para
o cristal como um todo O arranjo de feixes difratados considerados em conjunto eacute
denominado padratildeo de difraccedilatildeo de cristal Se o material analisado estiver na forma de um poacute
de pequenos cristalitos aleatoriamente arranjados cada cristalito iraacute produzir seu proacuteprio padratildeo
de difraccedilatildeo [34]
Um ponto importante a ser considerado eacute que a intensidade determinada
experimentalmente definida como a intensidade total de cada difraccedilatildeo e que corresponde as
aacutereas delimitadas pelas respectivas curvas eacute maior que a prevista pela Lei de Bragg Tal
diferenccedila entre o padratildeo real e o previsto por Bragg reside no fato de o cristal natildeo ser perfeito
e nem infinito aleacutem dos feixes de raios X natildeo serem totalmente monocromaacuteticos e a radiaccedilatildeo
incidente natildeo corresponder a feixes perfeitamente paralelos Por tudo isso ao se observar um
padratildeo de raios X verifica-se que os picos possuem a forma de uma funccedilatildeo Gaussiana e natildeo a
de uma funccedilatildeo delta como previsto pela lei de Bragg Assim para valores ligeiramente
diferentes dos acircngulos de Bragg ocorreraacute tambeacutem difraccedilatildeo [35]
Se o material analisado for um liacutequido ou um soacutelido natildeo cristalino (amorfo) o padratildeo
obtido se caracteriza por uma quase completa ausecircncia de periodicidade uma certa ordem
apenas a pequenas distacircncias (de curto alcance) e uma preferecircncia estatiacutestica para uma distacircncia
interatocircmica particular Como consequecircncia os padrotildees tendem a possuir apenas um ou dois
picos alargados
Na Figura 10 ilustra-se as diferenccedilas tiacutepicas observadas nos padrotildees de difraccedilatildeo para
amostras de um cristal perfeito (A) um cristal real (B) e um liquido ou material amorfo (C)
24
Figura 10 Padratildeo de difraccedilatildeo para Cristal perfeito cristal real e liquido ou amorfo respectivamente
O estudo da direccedilatildeo e da intensidade do feixe difratado eacute importante pois permite obter
conclusotildees sobre o fator de estrutura de materiais cristalinos e de materiais amorfos As
intensidades relativas da difraccedilatildeo de estruturas cristalinas dependem do conteuacutedo da ceacutelula
unitaacuteria quanto ao nuacutemeros de eleacutetrons nos aacutetomos posiccedilotildees atocircmicas e da distribuiccedilatildeo
eletrocircnica nos aacutetomos Tem-se entatildeo o fator de estrutura que estaacute diretamente relacionado com
a intensidade das ondas espalhadas no fenocircmeno de difraccedilatildeo em materiais
241 Difratocircmetro
O difratocircmetro eacute constituiacutedo basicamente por um tubo de raios X um porta amostra
onde se incide a radiaccedilatildeo e um detector moacutevel Nos equipamentos modernos a geometria de
Bragg-Brentano se manteacutem com a diferenccedila de que a amostra permanece na posiccedilatildeo horizontal
podendo se movimentar apenas quando se utiliza um sistema de rotaccedilatildeo horizontal sobre o eixo
da amostra Nessa geometria um feixe de radiaccedilatildeo monocromaacutetica incide na amostra em forma
de poacute rotacionada de um acircngulo θ enquanto os dados satildeo coletados por um detector que se
move de 2θ [3637]
Uma representaccedilatildeo esquemaacutetica do funcionamento de um difratocircmetro pode ser vista
na Figura 11 Neste esquema verifica-se que o feixe de Raios X gerado pela fonte (A) sai do
tubo passando pela janela de beriacutelio em forma de uma linha O mesmo passa pela fenda soller
de placas paralelas passando em seguida pela fenda divergente e pela maacutescara que controlam
25
a aacuterea dos Raios X que incidem sobre a amostra (B) O feixe difratado passa pelas fendas anti-
espalhamento de recebimento e soller incidindo no detector (C) apoacutes passar por um
monocromador [353637]
Figura 11 Representaccedilatildeo esquemaacutetica de um Difratocircmetro [35]
As fendas soller tecircm como funccedilatildeo diminuir a divergecircncia axial de um feixe de raios X
A fenda divergente eacute utilizada para limitar a divergecircncia lateral do feixe de raios X de modo
que a superfiacutecie da amostra receba o maacuteximo possiacutevel da radiaccedilatildeo e ao mesmo tempo a
irradiaccedilatildeo do porta amostra seja evitada A maacutescara tem a funccedilatildeo de limitar a aacuterea linear
iluminada sobre a amostra [3839]
O feixe difratado eacute normalmente expresso atraveacutes de picos que se destacam do
background (ou linha de base) registrados num difratograma de intensidade versus o acircngulo
2θ As intensidades obtidas em acircngulos 2θ representadas atraveacutes dos picos nos difratogramas
correspondem agrave difraccedilatildeo do feixe incidente por um determinado conjunto de planos do cristal
que possuem mesma distacircncia interplanar cada qual com iacutendices de Miller hkl (reflexotildees hkl)
A intensidade a posiccedilatildeo angular (2θ) ou distacircncia interplanar (d) e o perfil satildeo as informaccedilotildees
obtidas de cada pico Cada composto cristalino apresenta um padratildeo difratomeacutetrico
caracteriacutestico permitindo sua identificaccedilatildeo atraveacutes das posiccedilotildees angulares e intensidades
relativas dos picos difratados [3639]
Na tabela 2 apresentam-se alguns fatores instrumentais e seus efeitos sobre as posiccedilotildees
forma e larguras dos picos de difraccedilatildeo [414243]
26
Tabela 2 Relaccedilatildeo entre os fatores instrumentais e os efeitos sobre os picos de DRX
25 Meacutetodo de Rietveld
O fiacutesico holandecircs Hugo M Rietveld desenvolveu em 1969 um meacutetodo para refinar
estruturas cristalinas a partir de modelos teoacutericos e de padrotildees de raios X (DRX) ou de necircutrons
[44 45]
O modelo matemaacutetico utilizado no Meacutetodo de Rietveld (MR) refina os perfis teoacutericos
dos picos de difraccedilatildeo de forma que estes perfis se aproximem dos perfis medidos O refinamento
possibilita determinar as propriedades cristalograacuteficas do material analisado como por
exemplo orientaccedilotildees preferenciais (textura) em alguns casos o tamanho meacutedio e a
microdeformaccedilatildeo de cristalitos e as dimensotildees da cela unitaacuteria [44]
Para executar o refinamento de estruturas o MR faz comparaccedilotildees do perfil real de uma
amostra (o observado ou experimental) com espectros teoacutericos calculados a partir de misturas
hipoteacuteticas de fases (o calculado) Compara-se pontualmente os valores obtidos atraveacutes da
diferenccedila entre as intensidades
Os valores satildeo ajustados utilizando-se o meacutetodo dos miacutenimos quadrados ateacute se
conseguir a melhor concordacircncia possiacutevel do padratildeo experimental com o calculado [46]
A diferenccedila entre as intensidades isto eacute a quantidade minimizada no refinamento eacute dada
pela seguinte expressatildeo
Sy = sum 120596119894(119910119894 minus 119910119888119894)2
119894 (4)
FATOR INSTRUMENTAL EFEITO SOBRE O PICO
Alinhamento e colimaccedilatildeo do feixe Afeta na largura e simetria dos picos
Excentricidade da amostra Influecircncia a largura e posiccedilatildeo dos picos
Planaridade da superfiacutecie da
amostra Produz assimetria dos picos em baixos acircngulos
Absorccedilatildeotransparecircncia da amostra Causa deslocamento dos picos alargamento e assimetria
principalmente em amostras com coeficientes de absorccedilatildeo
Tamanho das partiacuteculas e micro
deformaccedilatildeo da rede Causa variaccedilatildeo na largura e forma dos picos
27
Onde 120596119894 representa a intensidade observada no i-eacutesimo ponto (sendo expresso por 120596119894 =
1 119910119894frasl ) e 119910119894 representa a intensidade observada e 119910119888119894 a intensidade calculada [46]
As medidas precisas de intensidades dadas em intervalos de 2θ o incremento de 2θ
constante um modelo inicial proacuteximo a estrutura real da amostra satildeo alguns requisitos que
devem ser analisados antes de se iniciar o refinamento
Deve-se ficar claro que o MR natildeo se trata de um software os programas satildeo utilizados
para realizar os caacutelculos matemaacuteticos requeridos pelo meacutetodo Existem diversos programas
computacionais que usam o MR dentre eles o pacote de programas GSAS (General Structure
Analysis System) [47] e o EXPGUI [48]
Para se descrever o formato dos picos de DRX de materiais nanoestruturados
recomenda-se utilizar a funccedilatildeo perfil pseudo-Voigt de Thompson-Cox-Hasting modificada
(funccedilatildeo de perfil CW 4 no pacote GSAS [47]) que considera o modelo anisotroacutepico de Stephens
e efeitos de textura [4950]
Nesta funccedilatildeo de perfil a largura a meia altura (FWHM) das partes gaussiana (ΓG) e
Lorentziana (ΓL) eacute expressa da seguinte forma
Γ119866 = [(119880 + (1 minus 120578)2119889ℎ1198961198974 Γ119878
2(ℎ119896119897))1199051198861198992120579 + 119881119905119886119899120579 + 119882 +119875
1198881199001199042120579]
12
(5)
e
Γ119871 = 120578119889ℎ1198961198972 Γ119878(ℎ119896119897) 119905119886119899120579 +
119883+119883119890119888119900119904120601
119888119900119904120579 (6)
Onde dhkl eacute a distacircncia entre os planos da rede e θ eacute o acircngulo de Bragg Na parte gaussiana os
paracircmetros V e W dependem dos instrumentos Os paracircmetros P e o termo X + Xecosφ
descrevem respectivamente as contribuiccedilotildees Gaussianas e Lorentzianas para o tamanho de
cristalito Os paracircmetros P e X correspondem ao tamanho de cristalito isotroacutepico enquanto Xe
expressa efeitos de tamanho de cristalito anisotroacutepicos φ eacute o acircngulo entre o vector de reflexatildeo
e o seu respectivo eixo de ampliaccedilatildeo
O paracircmetro de tensatildeo isotroacutepica U e o paracircmetro de tensatildeo anisotroacutepica ΓS (hkl)
expressam o alargamento de pico causado por deformaccedilotildees na rede cristalina ΓS (hkl) eacute uma
28
funccedilatildeo do alargamento (hkl) e depende da simetria de cristal [4950] O paracircmetro η eacute um
coeficiente de mistura que determina as contribuiccedilotildees do alargamento gaussiano (η = 0) e
Lorentziano (η = 1)
O tamanho de cristalito aparente pode ser determinado pela formula de Scherrer
Considerando o refinamento de todos esses paracircmetros para ajustar as larguras de linha e
assumindo que a contribuiccedilatildeo da distribuiccedilatildeo de tamanho de cristalitos eacute anisotroacutepica isto eacute
fazendo P = 0 na equaccedilatildeo 5 pode-se calcular o tamanho de cristalito (lang119889rang) pela seguinte foacutermula
[52]
lang119889rang =(18000119870120582)
119871119909120587 (7)
Considerando tambeacutem que as microtensotildees satildeo isotroacutepicas e fazendo ΓS (hkl) =0 na
equaccedilatildeo 6 pode-se calcular seu percentual pela foacutermula contida no Manual do GSAS [52]
assim a microdeformaccedilatildeo (ε) pode ser expressa por
120576 =120587
18000radic(81198971198992)(119866119880 minus 119866119880119900)100 (8)
Onde GUo eacute o valor previamente obtido do material padratildeo utilizado na calibraccedilatildeo do
equipamento Os valores obtidos para a amostra padratildeo satildeo considerados como iniciais para
paracircmetros ajustaacuteveis e mantidos fixos para os demais durante o ajuste de difratogramas de
amostras em estudo [53]
Durante o refinamento pelo meacutetodo de Rietveld um conjunto de paracircmetros varaacuteveis eacute
calculado e refinado em relaccedilatildeo aos dados digitalizados do difratograma abaixo apresenta-se
um breve detalhamento desses paracircmetros [414243]
29
1- Fator de escala corresponde agrave correccedilatildeo de proporcionalidade entre o padratildeo
difratomeacutetrico calculado e o observado
2- Linha de base (background) eacute corrigida a partir de dados coletados no proacuteprio
difratograma e da interpolaccedilatildeo entre estes pontos Eacute importante conhecer o
comportamento da linha de base jaacute que esta fornece informaccedilotildees a respeito da presenccedila
de fases amorfas na amostra e pode ser incluiacuteda em uma rotina de quantificaccedilatildeo das
fases envolvidas
3- Perfil de pico conjunto de funccedilotildees analiacuteticas em que se modelam efeitos relacionados
ao perfil Algumas equaccedilotildees analiacuteticas satildeo propostas para corrigir estes efeitos como
as equaccedilotildees Gaussiana Lorentziana e de assimetria
4- Paracircmetros da ceacutelula Podem ser corrigidos pela Lei de Bragg (nλ=2dsenθ) onde o
espaccedilamento d estaacute relacionado aos iacutendices de Miller e portanto aos paracircmetros de
ceacutelula (a b c α β γ) A indexaccedilatildeo dos picos eacute feita levando-se em conta os paracircmetros
da ceacutelula e a intensidade calculada o que mostra certa vantagem em relaccedilatildeo a teacutecnicas
convencionais pois todos os paracircmetros que influenciam na discrepacircncia dos valores
de d satildeo refinados conjuntamente com os das intensidades
5- Fator de estrutura os paracircmetros variaacuteveis deste fator satildeo posiccedilotildees atocircmicas fatores
de temperatura isotroacutepicos ou anisotroacutepicos e o nuacutemero de ocupaccedilatildeo
6- Deslocamento paracircmetros de correccedilatildeo dos deslocamentos devido agrave fuga do ponto focal
da oacuteptica do difratocircmetro
7- Orientaccedilatildeo preferencial correccedilatildeo de problemas gerados na preparaccedilatildeo de amostra
Trabalhos da literatura mostram que a reduccedilatildeo computacional da orientaccedilatildeo preferencial
tem eficiecircncia limitada daiacute a preocupaccedilatildeo em controlar este efeito durante a preparaccedilatildeo
da amostra
30
251 Iacutendices de avaliaccedilatildeo da qualidade do refinamento
A qualidade do refinamento deve ser verificada atraveacutes de indicadores estatiacutesticos
numeacutericos que satildeo utilizados durante o processo iterativo (caacutelculos) e apoacutes o teacutermino deste
para aferir se o refinamento estaacute se procedendo de modo satisfatoacuterio [46]
Os refinamentos realizados no software GSAS [47] devem ser acompanhados no que
diz respeito a convergecircncia ao miacutenimo global por iacutendices de confiabilidade para julgar a
qualidade dos mesmos dentre eles o Rwp (R ponderado) e o 1205362 chamado de ldquogoodnees of fit
os quais estatildeo relacionados com o perfil do difratograma [46]
O Rwp eacute expresso por
119877119908119901 = ( radicsum 120596119894(119910119894minus 119910119888119894)2
119894
sum 120596119894(119910119894)2119894
) 119909 100 (9)
O denominador do Rwp eacute a funccedilatildeo de minimizaccedilatildeo (equaccedilatildeo 4) Esse eacute o iacutendice que deve
ser analisado para verificar se o refinamento estaacute convergindo Se o valor de Rwp estaacute
diminuindo entatildeo o refinamento estaacute sendo bem-sucedido Bons refinamentos fornecem
valores de Rwp da ordem de 2 a 10 tipicamente se encontram entre 10 e 20 [46]
O Rexp eacute o valor estatisticamente esperado sendo expresso conforme [54]
119877119890119909119901 = [(119873minus119875)
sum 119908119894(119910119894(119900119887119904))sup2]
12frasl
(10)
Por sua vez o 1205362 eacute definido como
1205942 = 119877119908119901
119877119890119909119901 (11)
Trata-se de um iacutendice frequentemente utilizado estando relacionado agrave qualidade do
ajuste entre o difratograma calculado e o observado Espera-se que seu valor seja equivalente a
10 em um refinamento perfeito sendo que na praacutetica valores em torno de 50 caracterizam
refinamentos otimizados [43] O Rexp utilizado para se determinar o valor de 1205362 eacute o valor
estatisticamente esperado para o Rwp
31
252 GSAS-EXPGUI
O diagrama de blocos da Figura 12 descreve os procedimentos a serem seguidos para se
iniciar um refinamento no software EXPGUI [48]
Figura 12 Diagrama de blocos com ordem dos procedimentos para iniacutecio do refinamento no EXPGUI
Iniciar o programa
Adicionar as fases
Inserir o Difratograma Experimental
Inserir o arquivo PRM
Escolha da funccedilatildeo de background
powpref
genles
Abertura do programa com criaccedilatildeo de um novo arquivo referente ao
refinamento que seraacute iniciado
A adiccedilatildeo das fases presentes na amostra normalmente utiliza-se arquivos
com as informaccedilotildees cristalograacuteficas com a extensatildeo cif
Insere-se o arquivo contendo o difratograma experimental (com a extensatildeo
gsas)
Inserir o PRM O arquivo PRM conteacutem informaccedilotildees instrumentais do
difratocircmetro utilizado como por exemplo o nome do difratocircmetro o
comprimento de onda da radiaccedilatildeo utilizada a polarizaccedilatildeo e os paracircmetros de
perfil relacionados ao alargamento instrumental
O passo seguinte eacute a escolha da funccedilatildeo de background e o nuacutemero de termos
que se iraacute utilizar O programa dispotildee de 8 tipos de funccedilotildees background Na
sequecircncia deve-se escolher a funccedilatildeo de perfil que iraacute modelar os picos de
difraccedilatildeo O GSAS possui cinco funccedilotildees Nesse trabalho utilizou-se a funccedilatildeo
nuacutemero 4
Preparar e carregar os dados
Prepara para rodar os ciclos de refinamento
32
Concluiacutedo os processos descritos na Figura 12 inicia-se o refinamento dos paracircmetros
vale ressaltar que a utilizaccedilatildeo da funccedilatildeo perfil pseudo-Voigt de Thompson-Cox-Hasting
modificada embora seja mais interessante para refinamentos de estruturas ela pode apresentar
alguma complicaccedilatildeo devido agrave grande quantidade de paracircmetros altamente correlacionados (GU
GV GW GP LX) que tornam a convergecircncia um desafio agrave paciecircncia
Entretanto a sua aplicaccedilatildeo pode ser significativamente simplificada se um refinamento
preacutevio de uma amostra padratildeo for realizado e os paracircmetros instrumentais obtidos forem
usados como paracircmetros iniciais para o refinamento do material desejado [46]
Na Figura 13 apresenta-se um print da interface do EXPGUI Durante os procedimentos
de refinamento
Figura 13 Interface do EXPGUI para refinamento dos paracircmetros
Para refinamento dos paracircmetros o conhecimento da correlaccedilatildeo de cada fator torna mais
faacutecil o sucesso e a qualidade final do refinamento Escolhendo-se a funccedilatildeo de perfil 4 tem-se as
seguintes correlaccedilotildees mostradas na tabela 3
33
Tabela 3 Correlaccedilotildees e definiccedilotildees para as variaacuteveis envolvidas no refinamento pelo MR no EXPGUI
PARAcircMETRO CORRELACcedilAtildeO NO MODELO REFINADO
GV e GW Definem a largura da gaussiana relacionada ao alargamento instrumental
GU Define a largura da gaussiana relacionada agrave micro deformaccedilatildeo da rede
GP Define a largura da gaussiana relacionada ao tamanho de cristalito
LX Define a largura da lorentziana relacionada ao tamanho de cristalito
PTEC Avalia a anisotropia do tamanho de cristalito relacionada ao alargamento de
Lorentz
SHKL Define a micro deformaccedilatildeo da rede relacionada ao alargamento de Lorentz Seu
nuacutemero de termos depende da simetria de Laue
TRNS Descreve a profundidade de penetraccedilatildeo dos raios X em uma amostra
SHFT Determina o deslocamento em 2θ devido agrave posiccedilatildeo da amostra no porta amostra
SFEC Avalia a anisotropia quando haacute falhas de empilhamento da rede
ETA Eacute o termo de mistura entre as contribuiccedilotildees de Gauss e de Lorentz
SL e HL Satildeo termos de assimetria relacionados agrave divergecircncia axial
25 Calorimetria Diferencial de Varredura
A calorimetria diferencial de varredura (Differential Scanning Calorimetry- DSC) eacute um
meacutetodo de medida bem estabelecido e usado numa ampla escala em diferentes aacutereas de
pesquisa Com as medidas de DSC eacute possiacutevel investigar a evoluccedilatildeo teacutermica dos materiais e
tambeacutem avaliar grandezas como pureza capacidade teacutermica calor de transiccedilatildeo transiccedilotildees
viacutetreas relaxaccedilatildeo teacutermica [2]
O sistema DSC consiste na detecccedilatildeo de um sinal eleacutetrico gerado pela diferenccedila de
temperatura entre o material de referecircncia cujo comportamento com a temperatura eacute conhecido
e o material que estaacute sendo investigado (amostra) O DSC eacute um meacutetodo calorimeacutetrico no qual
satildeo medidas diferenccedilas de energia A Figura 14 ilustra a configuraccedilatildeo de um DSC
34
Figura 14 Ilustraccedilatildeo da configuraccedilatildeo de um DSC
As curvas construiacutedas com os dados DSC permitem identificar substacircncias construir
diagramas de fase aleacutem de determinar a fraccedilatildeo de cristalinidade dos materiais A amostra natildeo
inerte pode sofrer periodicamente fenocircmenos de absorccedilatildeo ou geraccedilatildeo de calor em funccedilatildeo do
tempo temperatura e posiccedilatildeo do meio Entre os processos de absorccedilatildeo de calor (endoteacutermicos)
pode-se destacar a fusatildeo a sublimaccedilatildeo a adsorccedilatildeo e entre os processos de geraccedilatildeo de calor
(exoteacutermicos) destacam-se a cristalizaccedilatildeo e a desorccedilatildeo
De acordo com o fenocircmeno ocorrido com a amostra no interior do equipamento a curva
gerada poderaacute apresentar picos endoteacutermicos ou exoteacutermicos a associaccedilatildeo dos dados com um
diagrama de fases um DRX ou outra teacutecnica poderaacute ser necessaacuterio para se extrair informaccedilotildees
consistentes A Figura 15 ilustra as possiacuteveis configuraccedilotildees encontradas em uma curva tiacutepica
de DSC
Figura 15 Representaccedilatildeo graacutefica dos padrotildees geneacutericos de picos apresentados no DSC
35
Dentre os possiacuteveis fenocircmenos apresentados por uma amostra em um DSC pode-se
obter picos exoteacutermicos ou endoteacutermicos Pode-se calcular a energia de ativaccedilatildeo (Ea) necessaacuteria
para promover a cristalizaccedilatildeo ou a nucleaccedilatildeo de uma fase Para tanto eacute necessaacuterio conhecer
valores de temperaturas de pico de cristalizaccedilatildeo (Tc) medidas para diferentes taxas de
aquecimento constantes (τ) e aplicar esses valores na equaccedilatildeo de Kissinger mostrada abaixo
[2]
119897119899 (τ
1198791198882) = minus
119864119886
119877119879119888+ 119888 (12)
onde R = 831 Jmol K eacute a constante molar dos gases e c eacute uma constante arbitraria
36
3 PROCEDIMENTOS EXPERIMENTAIS
31 Produccedilatildeo da Amostra
Para produccedilatildeo da amostra de Bi3Ni utilizou-se a formula AxBy onde x + y =100 e as
relaccedilotildees abaixo descritas as quais permitem encontrar os valores em fraccedilatildeo da massa de cada
componente
119872119879119900119905119886119897 = (119909
119909+119910) 119872119860 + (
119910
119909+119910) 119872119861
119876119860 = (119909
119909+119910)
119872119860
119872119879119874119879119860119871 e (13)
119876119861 = (119910
119909 + 119910)
119872119861
119872119879119874119879119860119871
onde MTotal = massa total a ser pesada MA = massa do elemento A (constante na Tabela
Perioacutedica) MB = massa do elemento B (constante na Tabela Perioacutedica) QA = fraccedilatildeo da massa
do elemento A a ser pesada e QB = fraccedilatildeo da massa do elemento B a ser pesada
Considerando-se as relaccedilotildees acima a amostra composta pelos elementos quiacutemicos
Niacutequel (Ni) e Bismuto (Bi) foi produzida com a massa total de 3 gramas sendo 026 gramas
de Ni (Alfa Aesar com 9995 de pureza e com tamanho de partiacutecula de minus100 mesh) e 274
gramas de Bi (Alfa Aesar com 9995 de pureza e com tamanho de partiacutecula de minus100 mesh)
Para pesagem foi utilizada a balanccedila eletrocircnica de alta precisatildeo (001mg) SHIMADZU modelo
(AUW220D)
32 Siacutentese Mecacircnica
Apoacutes a preparaccedilatildeo da amostra iniciou-se a fase da moagem mecacircnica Para tal utilizou-
se o moinho High Energy Ball Mill Emax da Retsch pertencente ao Laboratoacuterio de Siacutentese e
Caracterizaccedilatildeo de Nanomateriais (LSCN) do IFAM O moinho Emax combina vantagens de
diversos tipos de moinho tais como impacto de alta frequecircncia (moinho oscilante) atrito
37
intenso (moinho oscilante de discos) e movimentos rotativos controlados do vaso de moagem
(moinho de bolas planetaacuterio) o que proporciona um oacutetimo desempenho [55]
Na Figura 16 satildeo mostradas as imagens do moinho na imagem agrave esquerda observa-se a posiccedilatildeo
de fixaccedilatildeo dos dois jarros de moagem
Figura 16 Moinho High Energy Ball Mill Emax
Os suportes de cada vaso satildeo afixados sobre dois discos que giram no mesmo sentido
movendo assim os vasos por uma trajetoacuteria circular sem que estes modifiquem sua orientaccedilatildeo
A accedilatildeo combinada da geometria dos vasos e da mecacircnica do movimento gera um forte atrito
entre as bolas a amostra e as paredes do vaso bem como uma elevada aceleraccedilatildeo que lanccedila as
bolas com forte impacto contra a amostra junto agraves paredes do vaso Disso resulta uma melhor
mistura das partiacuteculas e uma menor granulometria final [55]
O moinho possui um sistema de resfriamento por aacutegua permitindo que a elevada
aplicaccedilatildeo de energia possa ser aproveitada com eficiecircncia no processo de moagem sem que a
amostra se superaqueccedila
A amostra foi colocada no jarro de moagem juntamente com 3 esferas de accedilo inoxidaacutevel
com massa total de 2092 g resultando numa BPR aproximada de 71 O jarro de moagem foi
levado a glove box onde foi realizado o vaacutecuo do ambiente com a posterior injeccedilatildeo de gaacutes
Argocircnio e a selagem do vaso de moagem Esse procedimento teve como objetivo evitar uma
possiacutevel oxidaccedilatildeo da amostra durante a moagem mecacircnica
38
Na Figura 17 eacute possiacutevel visualizar o jarro de moagem em dois momentos sendo o
primeiro entes do fechamento com as esferas e a amostra e posteriormente durante o processo
de fechamento dentro da glove box
Figura 17 Preparaccedilatildeo e selagem do vaso de moagem
O primeiro processo de moagem da mistura foi realizado durante uma hora Apoacutes esse
tempo o jarro foi aberto e feito uma Difraccedilatildeo de Raios X (DRX) da amostra Seguiu-se entatildeo
para selagem do vaso de moagem e preparaccedilatildeo para novo ciclo de moagem O intervalo de
moagem passou a ser de 3 horas sendo realizado em trecircs etapas de 1 hora entre cada etapa
houve um intervalo de 5 minutos para resfriamento da amostra realizadas sem abertura do jarro
de moagem
No procedimento foi utilizada a rotaccedilatildeo de 1000 rpm a temperatura do vaso variou de
27 degC agrave 39 degC no final da moagem Apoacutes as 3 horas de moagem o vaso foi aberto e realizou-se
um DRX da amostra Esse processo se repetiu por seis vezes tendo gerado intervalos de tempo
de1h 4hs 7hs 10hs 13hs 16hs e 19hs de moagem
O fim da moagem foi estabelecido com base na anaacutelise dos difratogramas da amostra e
da constataccedilatildeo de equiliacutebrio na evoluccedilatildeo ou formaccedilatildeo de novas fases
39
33 Difraccedilatildeo de Raios X
As medidas de DRX foram realizadas no Laboratoacuterio de Materiais (LabMat) da UFAM
utilizando um Difratocircmetro de Raio-X modelo Empyrean da PANalytical com radiaccedilatildeo CuKα1
de 1 5406 Aring e se dividiram em duas etapas
A primeira etapa foi realizada com os intervalos de 1h 4hs 7hs 10hs 13hs 16hs e 19
horas e teve como finalidade acompanhar a evoluccedilatildeo estrutural da amostra e confirmar a
formaccedilatildeo da fase uacutenica de Bi3Ni
A Figura 18 apresenta o porta amostra em duas etapas distintas a primeira com a
amostra sendo preparada adequadamente e na segunda pronta para a realizaccedilatildeo do DRX
Figura 18 Preparaccedilatildeo da amostra para realizaccedilatildeo de DRX
Os difratogramas experimentais gerados foram submetidos agrave identificaccedilatildeo das fases
cristalinas atraveacutes de comparaccedilotildees com padrotildees difratomeacutetricos disponibilizados no banco de
dados do Inorganic Crystal Structure Database ndash ICSD
Na Figura 19 apresenta-se o goniocircmetro difratocircmetro de raio-X modelo Empyrean da
PANalytical
40
Figura 19 Difratocircmetro de Raio-X modelo Empyrean da PANalytical
Os padrotildees usados de DRX foram os seguintes
Faixa de acircngulo 10 ndash 100deg
Velocidade de escaneamento 1deg min
Tempo aproximado de realizaccedilatildeo do difratograma 45 min
Tubo de raio-X de cobre (Cu)
Voltagem 40 kV
Corrente 30 mA
Divergecircncia de fenda 10 (deg)
Dispersatildeo de fenda 10 (deg)
A segunda etapa das medidas de DRX foi realizada com uso do forno e medidas in situ
tendo sido realizadas com a amostra moiacuteda por 19 horas nas temperaturas de 250 2500 3000 e
350 0C essas medidas tiveram a finalidade de acompanhar o comportamento estrutural em
funccedilatildeo da temperatura e estudar a estabilidade teacutermica da amostra Detalhes do forno estatildeo
ilustrados nas Figuras 20
41
Figura 20 Preparaccedilatildeo da amostra e porta amostra no forno do DRX
A primeira mediccedilatildeo foi realizada a temperatura de 25 oC seguindo-se de um
aquecimento a taxa de 10 oCmin ateacute atingir a temperatura de 250 oC apoacutes atingir a temperatura
procedeu-se uma execuccedilatildeo de uma isoteacutermica por 10 minutos antes da mediccedilatildeo in situ de DRX
O procedimento foi repetido para as temperaturas de 300 oC e 350 oC conforme pode-se
observar na rampa de aquecimento da Figura 21
Figura 21 Rampa de aquecimento para medidas in situ de DRX
34 Refinamento pelo Meacutetodo de Rietveld
Para realizaccedilatildeo dos refinamentos pelo MR desta dissertaccedilatildeo utilizou-se o programa
GSAS (General Structure Analysis System) e o EXPGUI [4748]
42
Para se descrever o formato dos picos de DRX utilizou-se a funccedilatildeo perfil pseudo-Voigt
de Thompson-Cox-Hasting modificada funccedilatildeo de perfil CW 4 no pacote GSAS que considera
o modelo anisotroacutepico de Stephens e efeitos de textura [4950]
Para o coeficiente de mistura (η) que determina as contribuiccedilotildees do alargamento
gaussiano (η = 0) e Lorentziano (η = 1) nas equaccedilotildees 5 e 6 foi utilizado neste trabalho o valor
de η = 075
Os coeficientes de alargamento instrumental V e W constantes na equaccedilatildeo 5 foram
previamente obtidos a partir do DRX de uma amostra padratildeo bem cristalizada e mantidos fixos
no refinamento dos dados experimentais
Para o caacutelculo do tamanho meacutedio de cristalito com o uso da equaccedilatildeo 7 utilizou-se o
valor de K = 091 e 120582=0154056 nm
O GSAS dispotildee de 8 tipos de funccedilotildees de background neste trabalho utilizou-se a funccedilatildeo
polinomial de Chebyshev o nuacutemero de termos variou tendo sido utilizados 20 termos na funccedilatildeo
polinomial para refinamentos com a presenccedila da fase amorfa e 6 termos apoacutes a cristalizaccedilatildeo da
fase amorfa
Para iniacutecio do refinamento no programa EXPGUI foi utilizado o diagrama de blocos da
Figura 12 e para o refinamento dos paracircmetros as correlaccedilotildees da tabela 3
35 Tratamento Teacutermico
Foi realizado um tratamento teacutermico na amostra moiacuteda por 19 horas com a finalidade
de promover o relaxamento dos defeitos e tensotildees causados durante a moagem mecacircnica e a
cristalizaccedilatildeo da fase amorfa presente A partir da temperatura ambiente 25 oC iniciou-se o
aquecimento a uma taxa de 10 oCmin A temperatura final foi de 800 oC seguindo-se do
desligamento do forno que se manteve fechado ateacute que a temperatura da amostra atingisse
25 oC Em seguida a amostra foi retirada do forno e foi realizado um DRX Utilizou-se um forno
tubular com tubo de quartzo e uma atmosfera com fluxo constante de gaacutes argocircnio ilustrado
na Figura 22
43
Figura 22 Forno utilizado para realizar o tratamento teacutermico
36 Calorimetria Diferencial de Varredura (DSC)
As medidas de DSC foram realizadas na amostra moiacuteda por 19 horas em uma ceacutelula
Netzsch modelo DSC 3500 Sirius pertencente ao Laboratoacuterio de Termo ciecircncias da UFAM
Para realizaccedilatildeo das medidas utilizou-se um fluxo de proteccedilatildeo de N2 a 50 mlmin com
temperatura inicial de 25 oC e temperatura final de 550 oC
Foram realizadas quatro medidas com as taxas de transferecircncia de calor de 25 oCmin
5 oCmin 10 oCmin e 20 oCmin Foram utilizados cadinhos (porta amostra) de alumiacutenio e a
massa meacutedia de 22 mg de amostra foi utilizada nos quatro experimentos
Na Figura 23 eacute mostrada a ceacutelula Netzsch modelo DSC 3500 Sirius onde foram
realizadas as medidas e os cadinhos sendo dois fechados e um com a amostra visiacutevel
Figura 23 Equipamento utilizado para realizar o DSC
44
4 RESULTADOS E DISCUSSOtildeES
41 Evoluccedilatildeo estrutural
A Figura 24 mostra a evoluccedilatildeo estrutural durante o processo de siacutentese conforme
descrito nos procedimentos experimentais Qualitativamente podemos ver nesta figura uma
modificaccedilatildeo gradativa dos padrotildees de difraccedilatildeo O pico mais intenso da amostra moiacuteda por 1
hora corresponde ao plano (1 0 -2) do Bi precursor
Acompanhando o comportamento deste plano em especiacutefico constata-se que entre a
primeira e a quarta hora o mesmo sofre apenas uma ligeira diminuiccedilatildeo Concomitantemente
com este decreacutescimo emergem pequenos novos picos em 2θ aproximadamente entre 28 e 35o
Com 7 horas de moagem os novos picos satildeo evidentes e foram identificados junto agrave base de
dados do ICSD como a estrutura desejada Bi3Ni grupo espacial Pnma (cartatildeo nuacutemero 391336)
Em 13 horas de moagem o pico do Bi atinge seu miacutenimo e segue estaacutevel ateacute 19 h de moagem
Dada a observaccedilatildeo da estabilizaccedilatildeo estrutural o processo foi interrompido Uma anaacutelise mais
detalhada dos difratogramas seraacute mostrada e discutida na sequecircncia
Figura 24 Padratildeo de difraccedilatildeo observado para amostra e Bi3Ni durante todo intervalo de moagem
10 20 30 40 50 60 70 80
19h
16h
1h
10h
1h
7h
4h
2(graus)
1h
13h
Inte
nsid
ade (
ua
)
45
Na Figura 25 mostramos a indexaccedilatildeo das fases na primeira hora de moagem onde foi
verificada o iniacutecio da nucleaccedilatildeo do Bi3Ni Tambeacutem eacute possiacutevel observar os picos do elemento
precursor minoritaacuterio no caso o Niacutequel (cartatildeo ICSD 64703)
Figura 25 Difratograma obtido apoacutes a primeira hora de moagem
Seguindo o processo de moagem conforme descrito nos procedimentos experimentais
a amostra foi moiacuteda por mais 3 horas totalizando 4 horas de moagem os difratogramas obtidos
satildeo apresentados nas Figuras 26 e 27 Nesta etapa jaacute natildeo eacute mais possiacutevel identificar a presenccedila
dos picos referentes ao niacutequel dessa forma somente satildeo observados os picos do bismuto e do
Bi3Ni Poreacutem como verificamos na Figura 24 a nucleaccedilatildeo da liga Bi3Ni continua ocorrendo
sistematicamente
Na Figura 26 mostramos uma comparaccedilatildeo do difratograma padratildeo de Bi3Ni (cartatildeo
nuacutemero 391336 do ICSD) com o difratograma da amostra moiacuteda por 4 horas plotados em
conjunto para destacar a nucleaccedilatildeo da fase de Bi3Ni
Na Figura 27 apresenta-se o resultado do refinamento pelo meacutetodo de Rietveld para as
4 horas de moagem Eacute possiacutevel verificar um bom acordo entre o padratildeo de DRX da amostra e
o padratildeo refinado por MR Os fatores de qualidade podem ser verificados na tabela 4 Neste
refinamento obtivemos uma fraccedilatildeo de fase equivalente a 67 de Bi e 33 de Bi3Ni
46
Figura 26 Difratograma da amostra moiacuteda durante 4 horas (curva com ruiacutedo) e o padratildeo idealizado
do Bi3Ni calculado a partir do arquivo CIF (cartatildeo ICSD no 391336)
Figura 27 Padratildeo observado no DRX (4horas) calculado e residual obtidos no refinamento pelo MR
10 20 30 40 50 60 70 80
23 24 25 26 27 28 29 30 31 32 33
Inte
nsid
ade (
ua
)
2(graus)
4 horas
CIF Bi3Ni
10 20 30 40 50 60 70 80
Experimental
Calculado
Residual
Inte
nsid
ade (
u a)
2 (graus)
4 horas
25 30 35 40 45
47
Em todas as etapas do processo de moagem foram obtidos refinamentos com iacutendices de
qualidade muito semelhantes Natildeo houve alteraccedilatildeo nos acircngulos da ceacutelula unitaacuteria do composto
de Bi3Ni que permanecerem com α= β= λ = 90o Os valores obtidos para os iacutendices de avaliaccedilatildeo
da qualidade e os paracircmetros de rede encontram-se na tabela 4
Tabela 4 Valores de Rwp e 1205362 obtidos nos refinamentos realizados durante o processo de moagem
mecacircnica para o Bi3Ni
Com os resultados obtidos nos refinamentos determinou-se as contribuiccedilotildees em
porcentagem de cada fase em funccedilatildeo do tempo de moagem Verifica-se que apoacutes a primeira
hora de moagem natildeo se identifica no difratograma a presenccedila de Ni entretanto a fase de Bi3Ni
continua nucleando indicando que ainda existe niacutequel disponiacutevel para a formaccedilatildeo desta fase
Pode-se conceber algumas hipoacuteteses para este fato A primeira refere-se agrave sensibilidade do
equipamento de DRX que natildeo identifica precisamente elementos com fraccedilatildeo de fase menor
que 10 Outa hipoacutetese provaacutevel pode ser atribuiacutea a uma adesatildeo do niacutequel nas paredes do jarro
de moagem ou nas esferas de accedilo tendo em vista sua ductilidade
Na Figura 28 foi plotado a fraccedilatildeo de cada uma das fases presentes no processo de
moagem em funccedilatildeo do tempo Fica evidente que apoacutes a primeira hora a fraccedilatildeo de fase do niacutequel
eacute zero mas continua ocorrendo a nucleaccedilatildeo do Bi3Ni que estabiliza em 13 horas
TEMPO DE MOAGEM RWP 1205362 PARAcircMETROS DE REDE DO BI3NI
a (Å) b (Å) c (Å) Volume (Å3)
4 HORAS 77 139 8890(9) 4102(1) 11502(1) 41949(6)
7 HORAS 70 137 8891(3) 4106(1) 11500(1) 41986(9)
10 HORAS 71 131 8888(1) 4104(8) 11495(1) 41939(5)
13 HORAS 65 124 8893(5) 4104(3) 11507(1) 42003(2)
16 HORAS 64 124 8888(7) 4102(9) 11499(9) 41940(1)
19 HORAS 63 123 8894(1) 4105(1) 11506(5) 42012(3)
48
Figura 28 Fraccedilatildeo das fases de Ni Bi e Bi3Ni em funccedilatildeo do tempo de moagem
Utilizando-se a equaccedilatildeo 7 com os dados obtidos no refinamento pelo MR calculou-se
o tamanho meacutedio dos cristalitos de Bi3Ni em funccedilatildeo do tempo de moagem Na Figura 29
apresenta-se em forma de um graacutefico os valores obtidos Observamos que entre a quarta e a
seacutetima hora haacute um aumento aproximado de 14 no tamanho meacutedio do cristalito pode-se
atribuir esse aumento a uma possiacutevel deformaccedilatildeo plaacutestica da amostra acarretando num
acreacutescimo da aacuterea de superfiacutecie o que aumentaria progressivamente a probabilidade de
soldagem a frio dessas partiacuteculas gerando assim um aumento do tamanho meacutedio do cristalito
Entre a seacutetima e a deacutecima hora de moagem ocorre uma reduccedilatildeo de 26 no tamanho do
cristalito maior valor percentual obtido entre intervalos de moagem Entre a deacutecima sexta e a
deacutecima nona hora haacute uma estabilizaccedilatildeo no processo de reduccedilatildeo do tamanho de cristalito
Obtivemos no final do processo uma reduccedilatildeo total de aproximadamente 59 o que representa
um tamanho meacutedio de cristalito na ordem de 2653 nm
Plota-se na Figura 29 um graacutefico com tamanho meacutedio de cristalito do composto Bi3Ni
em funccedilatildeo do tempo de moagem
0 5 10 15 20
0
20
40
60
80
100
Fra
ccedilao d
e fases (
)
Tempo de moagem ( horas)
Bi
Bi3Ni
Ni
49
Figura 29 Tamanho meacutedio de cristalito de Bi3Ni em funccedilatildeo do tempo de moagem
Natildeo houve formaccedilatildeo de novas fases ou aparentemente quaisquer outras alteraccedilotildees
significativas apoacutes a deacutecima terceira hora de moagem Os uacutenicos efeitos com a continuaccedilatildeo da
moagem foram a melhora da cristalizaccedilatildeo da fase de interesse e o aumento de intensidade do
perfil referente a fase amorfa Poreacutem o processo de moagem totalizou 19 horas a finalidade
deste intervalo apoacutes a estabilizaccedilatildeo de formaccedilatildeo da fase pretendida foi verificar a possibilidade
de oxidaccedilatildeo da amostra que ficou exposta ao ambiente durante a execuccedilatildeo do DRX
Observa-se nos difratogramas da Figura 24 a formaccedilatildeo de uma acentuada elevaccedilatildeo na
linha de base entre a faixa de 2θ que vai de aproximadamente 26deg a 36deg A forma ou perfil
dessa elevaccedilatildeo eacute um forte indicio do aparecimento de uma fase amorfa Para alcanccedilar bom
acordo nos refinamentos Rietveld foram necessaacuterios 20 termos na funccedilatildeo polinomial de
Chebyshev para descrever estas linhas de base (background)
Analisando-se portanto os difratogramas referentes agraves etapas de 10 13 16 e 19 horas
eacute possiacutevel identificar o crescimento dessa fase amorfa conforme mostramos na Figura 30
4 6 8 10 12 14 16 18 20
25
30
35
40
45
50
55
Ta
ma
nh
o m
eacuted
io d
e c
rista
lito
(n
m)
Tempo de moagem (horas)
50
Estas curvas satildeo particularmente interessantes uma vez que podemos avaliar as
distacircncias R entre os primeiros vizinhos da fase desordenada aplicando a equaccedilatildeo de Ehrenfest
que pode ser expressa como [56]
2Rsen(θ) = 123λ (14)
O maacuteximo destas curvas correspondem a 2θ ~29o o que nos leva a distacircncias aproximada
de 38 Aring Esta distacircncia natildeo fere nenhum viacutenculo de distancias entre os atamos para
Ni-Ni~248 Aring Ni-Bi~ 278 Aring Bi-Bi~308 Aring Bi-O~214 Aring
Figura 30 Comparaccedilatildeo das funccedilotildees de background para a amostra moiacuteda por 10 13 16 e 19 horas
Com objetivo de avaliar com mais detalhes a estrutura nanocristalina e amorfa
realizamos medidas de difraccedilatildeo com configuraccedilotildees que produzissem uma maior qualidade nos
dados obtidos utilizamos uma cacircmara com baixo vaacutecuo e aumentamos o tempo de aquisiccedilatildeo
dos dados
A Figura 31 mostra o padratildeo obtido para a amostra final moiacuteda por 19 horas
Destacamos a evidente fase amorfa que se forma
10 20 30 40 50 60 70 80
19 horas
16 horas
13 horas
10 horas
Inte
nsid
ade (
u a)
2 (graus)
51
Figura 31 Formaccedilatildeo da fase amorfa na amostra de Bi3Ni apoacutes 19 horas de moagem
Comparando o padratildeo de DRX obtido para amostra moiacuteda por 19 horas com o
difratograma padratildeo de Bi3Ni (cartatildeo nuacutemero 391336 do ICSD) pode-se constatar a
equivalecircncia dos picos conforme apresentada Figura 32
Com os difratogramas de maior resoluccedilatildeo verificamos a presenccedila embora em uma
pequena fraccedilatildeo de Bi (ICSD no 64703) Assim como uma ligeira sugestatildeo da existecircncia de
Bi2O3 (ICSD no 41764) vislumbra-se essa fase em virtude da possiacutevel oxidaccedilatildeo da amostra
devido as sucessivas aberturas do jarro de moagem para realizaccedilatildeo do DRX entretanto
diferentemente do que se percebe para o bismuto natildeo haacute nenhum pico referente ao oxido de
bismuto
Na posiccedilatildeo de 2θ~27o existe um pico caracteriacutestico do Bi2O3 entretanto mesmo com a
melhor resoluccedilatildeo do DRX natildeo eacute possiacutevel distinguir claramente a fase do oxido de bismuto
assim durante o processo de refinamento pelo MR natildeo foi adicionada a fase relativa ao oxido
O refinamento pelo meacutetodo de Rietveld referente a amostra moiacuteda por 19h encontra-se
na Figura 33 percebe-se a boa concordacircncia obtida para a fase de interesse Bi3Ni e a fase
20 30 40 50 60 70 80
Bi
Inte
nsid
ade (
u a)
2 (graus)
Bi
20 25 30 35 40 45
52
amorfa O asterisco indicando o pico principal do Bi salienta que essa fase por contribuir
modestamente em um difratograma tatildeo complexo natildeo eacute bem ajustada
Figura 32 Difratograma da amostra moiacuteda 19h em conjunto com os CIFs de o Bi3Ni Bi e Bi2O3
Figura 33 Difratograma da amostra moiacuteda 19h e refinada por meacutetodo de Rietveld partindo dos CIFs
do Bi3Ni Bi
20 30 40 50 60 70 80
19 horas
Bi3Ni
Bi
Bi2O
3
In
tensid
ade (
u a)
2 (graus)
25 30 35 40
20 30 40 50 60 70 80
Experimental (19h)
Calculado
Residual
Inte
nsid
ade (
u a)
2 (graus)
20 25 30 35 40 45 50
53
Os trabalhos cientiacuteficos que versam sobre a produccedilatildeo e a caracterizaccedilatildeo do composto
Bi3Ni descrevem que a siacutentese pode ser realizada por vaacuterios mecanismos normalmente as
metodologias mais usadas para obtenccedilatildeo envolvem os processos em meio quiacutemico a
eletrodeposiccedilatildeo e a solidificaccedilatildeo raacutepida Em alguns casos utilizou-se longos processos teacutermicos
que envolvem a permanecircncia da amostra num forno de resistecircncia a 1100 degC durante 3 dias
[13] ou processos de sinterizaccedilatildeo com recozimento a vaacutecuo a temperatura de 1000 degC por 24
horas [15] Relata-se tambeacutem que conforme ocorreu neste trabalho algumas amostras
apresentam pequenos traccedilos de Bi em sua composiccedilatildeo final [13]
Dessa forma o primeiro desafio desse trabalho foi produzir uma fase uacutenica de Bi3Ni por
meio da moagem mecacircnica entretanto verificou-se no resultado obtido no DRX e no
refinamento pelo MR que a fase de Bi3Ni embora apresente uma fraccedilatildeo de 999 ainda possui
leves traccedilos do pico mais intenso de bismuto (indicado por um asterisco na Figura 33) Uma
proposta futura seria portanto acrescentar uma pequena quantidade de Ni para interagir com
esse Bi remanescente
42 Medidas de DRX in situ
Com o objetivo de estudar a estabilidade teacutermica e acompanhar a evoluccedilatildeo estrutural da
amostra em funccedilatildeo da temperatura foram realizadas medidas de DRX in situ conforme
descrito nos procedimentos experimentais A Figura 34 apresenta os quatro difratogramas
obtidos
A temperatura de 25 oC observa-se uma fase uacutenica do composto Bi3Ni (com jaacute
mencionado anteriormente a amostra possui uma leve indicaccedilatildeo da presenccedila de bismuto) que
possui estrutura ortorrocircmbica e grupo espacial Pnma eacute a mesma apresentada na Figura 32
A medida que aumentamos a temperatura conforme descrito na seccedilatildeo 3 Figura 21
inicia-se uma transformaccedilatildeo do composto inicial para o crescimento da fase tetragonal de Bi2O3
(ICSD no 41764) e da fase precursora de Bi Essa alteraccedilatildeo na composiccedilatildeo da amostra ocorre
em virtude da degradaccedilatildeo da fase Bi3Ni que conforme eleva-se a temperatura tem sua fraccedilatildeo
diminuiacuteda conforme verifica-se na Figura 36 Embora as medidas in situ terem sido feitas em
baixo vaacutecuo natildeo foi impedido o crescimento do Bi2O3
54
Na Figura 34 encontram-se plotados os DRX referentes as medidas realizadas em 25o
250o 300o e 350 oC as curvas foram deslocadas verticalmente para melhor comparaccedilatildeo
Figura 34 Padratildeo observado nos DRX da amostra submetida a aquecimento
A temperatura de 250 oC temos a ocorrecircncia de trecircs fases Bi3Ni Bi2O3 e Bi
O refinamento estrutural pelo meacutetodo de Rietveld estaacute mostrado na Figura 35 Mesmo tratando-
se de uma amostra com um elevado nuacutemeros de pico aleacutem da presenccedila de uma fase amorfa o
acordo entre o experimental e o calculado eacute notaacutevel Os valores dos iacutendices de avaliaccedilatildeo da
qualidade do refinamento referentes as quatro medidas realizadas encontram-se na tabela 5
20 30 40 50 60 70 80
350 0C
300 0C
250 0C
Inte
nsid
ade (
ua
)
2 (graus)
25 0C
55
Figura 35 Padratildeo obtidos no refinamento pelo MR para amostra aquecida a 250 0C
Tabela 5 Valores de Chi2 e de Rwp obtidos nos refinamentos realizados durante o processo de
aquecimento
A temperatura de 300 oC comeccedila a formaccedilatildeo da uma nova fase cubica de grupo espacial
I23 o Bi12NiO19 em detrimento da diminuiccedilatildeo da fase de Bi3Ni Aleacutem do aumento da fraccedilatildeo
da fase de Bi2O3
Temperatura de realizaccedilatildeo da medida Rwp 1205362
25 0C 69 23
250 0C 83 18
300 0C 98 26
350 0C 99 25
10 20 30 40 50 60 70 80
Inte
nsid
ade (
ua
)
2 (graus)
Experimental
Calculado
Residual
250 0C
25 30 35 40
56
O uacuteltimo DRX foi realizado a 350 oC a principal alteraccedilatildeo dessa medida refere-se ao
fato da inexistecircncia de picos referentes agrave fase Bi3Ni A fase majoritaacuteria torna-se agora a fase
referente ao Bi e a fase Bi12NiO19 (indexado na base de dados PDF2 mas natildeo na base de dados
ICSD) permanece estaacutevel isto eacute sem alteraccedilotildees significativas em sua fraccedilatildeo O fato de estarem
presentes picos referentes ao Bi mesmo apoacutes termos ultrapassado a temperatura de fusatildeo pode
ser explicado levando-se em consideraccedilatildeo a baixa condutividade teacutermica do bismuto aliado ao
excesso de defeitos produzidos na moagem assim natildeo obteve-se a fusatildeo do elemento
Utilizamos os dados obtidos nos refinamentos para plotar o graacutefico exposto na Figura
36 onde eacute possiacutevel observar a fraccedilatildeo de cada fase em funccedilatildeo da temperatura de execuccedilatildeo do
DRX Percebe-se a raacutepida decomposiccedilatildeo da fase de Bi3Ni que entre 250 oC e 350 oC apresenta
uma reduccedilatildeo percentual de aproximadamente 88 concomitantemente ao crescimento
percentual da fase de Bi
Figura 36 Fraccedilotildees de fase em funccedilatildeo da temperatura de realizaccedilatildeo do DRX in situ
O DRX realizado na amostra a 350 oC eacute mostrado na Figura 37 em conjunto aos CIFs
das fases constituintes Para a fase Bi12NiO19 natildeo foi encontrado o CIF no banco de dados do
Inorganic Crystal Structure Database (ICSD) Para refinar utilizando o meacutetodo de Rietveld
partimos do protoacutetipo estrutural de Bi26-x Mx O40-y (M = Mg Al Co Ni) O CIF desta fase
25 75 125 175 225 275 325 375
0
20
40
60
80
100
Fra
ccedilao d
e F
ases (
)
Temperatura (0C)
Bi3Ni
Bi2O
3
Bi
Bi12
NiO19
57
resultante estaacute mostrado em vermelho na Figura 37 e uma representaccedilatildeo da ceacutelula unitaacuteria na
Figura 38 os aacutetomos de oxigecircnio estatildeo representados na cor vermelha e o niacutequel em verde
Figura 37 Padratildeo observado no DRX da amostra em 350 oC em comparaccedilatildeo com o CIF das fases
constituintes
Figura 38 Projeccedilatildeo do eixo a e em perspectiva do Bi12NiO19
10 20 30 40 50 60 70 80
Inte
nsid
ade (
ua
)
2(graus)
350 graus
Bi2O
3
Bi
Bi12
NiO19
20 25 30 35 40 45 50 55
58
O refinamento estrutural utilizando estas fases estaacute mostrado na Figura 39 e os valores
referentes aos paracircmetros de rede obtidos para o refinamento da fase Bi12NiO19 constam na
tabela 6
Figura 39 Padratildeo obtidos no refinamento pelo MR para amostra aquecida a 350 0C
Tabela 6 Paracircmetros da ceacutelula unitaacuteria da estrutura Bi12NiO19
A Figura 40 conteacutem as fotografias retiradas do forno do difratocircmetro antes e apoacutes a
realizaccedilatildeo da medida Eacute possiacutevel verificar que a amostra devido a dilataccedilatildeo volumeacutetrica e a
fusatildeo do bismuto transborda o porta amostra
Paracircmetros de Rede a = b=c=10258(8) Aring
Acircngulos α = β = γ = 900
Volume da ceacutelula 107966(2) Aring3
Grupo de simetria Cuacutebico
Grupo espacial I23
10 20 30 40 50 60 70 80
Inte
nsid
ade (
ua
)
2 (graus)
Calculado
Experimental
Residual
350 0C
20 25 30 35 40 45
59
Figura 40 Fotografia do forno do DRX antes a apoacutes a realizaccedilatildeo das medidas
43 Calorimetria Diferencial de Varredura (DSC)
Com a finalidade de estudar e melhor entender a evoluccedilatildeo estrutural da amostra
observada nas medidas in situ realizou-se medidas DSC conforme descrito nos procedimentos
experimentais a temperatura final foi de 550 oC
Na Figura 41 mostramos as medidas DSC feitas em diferentes taxas de aquecimento
realizadas na amostra moiacuteda por 19 horas Em todas as 4 medidas vemos comportamentos
exoteacutermicos e endoteacutermicos Os picos endoteacutermicos ocorreram a uma temperatura aproximada
de 270 0C temperatura essa equivalente ao ponto de fusatildeo do bismuto e foram atribuiacutedos a
fusatildeo do Bi ocorrida em duas etapas
Comparando-se os resultados obtidos nas medidas in situ onde observamos a nucleaccedilatildeo
de uma nova fase a partir da temperatura de 250 oC com os resultados obtidos no DSC podemos
concluir que o pico exoteacutermico presente no termograma corresponde agrave nucleaccedilatildeo da fase de
Bi2O3
Com a finalidade de calcular a energia de ativaccedilatildeo (Ea) necessaacuteria para promover essa
nucleaccedilatildeo aplicamos a metodologia proposta por Kissinger [2] Conforme indicado na Figura
41 as 4 medidas foram feitas com taxas de aquecimento de 25 5 10 e 20 oCmin
60
A Figura 42 mostra em detalhes a Figura 41 onde vemos os valores das temperaturas
de pico de cristalizaccedilatildeo (Tc) e as referidas taxas de aquecimento (120591) Como era esperado a
medida que a taxa de aquecimento aumenta a temperatura de pico tambem aumenta
Figura 41 Termograma DSC plotados em conjunto para os diferentes fluxos de calor
Figura 42 Espectros DSC com as temperaturas de pico e suas respectivas taxas de aquecimento
100 150 200 250 300 350 400 450 500 550
250Cmin
50Cmin
100Cmin
fluxo d
e c
alo
r (u
a)
Temperatura (0C)
200Cmin
exo
230 235 240 245 250 255 260 265 270 275 280 285
250Cmin
50Cmin
100Cmin
fluxo d
e c
alo
r (u
a )
Temperatura (0C)
242 0C
252 0C
266 0C
278 0C
200Cmin
exo
61
Com os dados fornecidos na Figura 42 pode-se calcular a energia de ativaccedilatildeo referente
a nucleaccedilatildeo da fase de Bi2O3 Plotando-se um graacutefico linear de ln(120591
1198791198882) versus
1
119879119888 onde o
coeficiente angular eacute (minus119864119886
119877) obteacutem-se a energia de ativaccedilatildeo A Figura 43 apresenta a
linearizaccedilatildeo da equaccedilatildeo 16 de onde se obteacutem a energia de ativaccedilatildeo do processo de nucleaccedilatildeo
do Bi2O3
Figura 43 Graacutefico linear do ln(120591
1198791198882) versus
1
119879119888
Logo considerando as relaccedilotildees anteriormente definidas eacute possiacutevel calcular a energia de
ativaccedilatildeo uma vez que m = (minus119864119886
119877) e R = 831 jmol K Desse modo a energia de ativaccedilatildeo
necessaacuteria para promover a nucleaccedilatildeo da fase Bi2O3 eacute de 12465 kJmol
A metodologia proposta permitiria tambeacutem calcular a energia de ativaccedilatildeo necessaacuteria
para cristalizar a fase amorfa as medidas de DSC foram planejadas ateacute a temperatura de
550 oC devido a limitaccedilotildees do equipamento poreacutem como fica evidente na Figura 41 natildeo se
observa nenhum pico exoteacutermico apoacutes os 350 oC que se possa estar associado a cristalizaccedilatildeo da
fase amorfa O pico exoteacutermico existente como jaacute mencionado ocorreu a uma temperatura que
variou de 242 0C agrave 278 0C e refere-se agrave nucleaccedilatildeo de fase
182 184 186 188 190 192 194
-115
-110
-105
-100
-95
ln (
T2 c)
1Tc (10
-3 k
-1)
62
44 Tratamento teacutermico
Apoacutes a realizaccedilatildeo das medidas de DRX in situ e das medidas de DSC a fase amorfa
ainda se encontrava presente assim foi realizado um tratamento teacutermico com a finalidade de
promover a cristalizaccedilatildeo da fase amorfa presente
O tratamento teacutermico foi realizado a uma taxa constante de 10 0Cmim ateacute a temperatura
de 800 0C com a atmosfera protegida por gaacutes argocircnio Na Figura 44 apresenta-se o difratograma
da amostra realizado apoacutes o do tratamento teacutermico vemos no detalhe que a acentuada elevaccedilatildeo
na linha de base entre a faixa de 2θ que vai de aproximadamente 26deg agrave 36deg e que corresponde
a fase amorfa desapareceu completamente
Figura 44 Difratograma da amostra apoacutes tratamento teacutermico
Para a amostra tratada termicamente foram identificadas trecircs fases similar ao observado
nas medias in situ a 350 oC foram identificadas a fase cuacutebica Bi12NiO19 a fase tetragonal de
Bi2O3 (ICSD no 41764) e a fase romboeacutedrica de Bismuto (ICSD no 64703) Na Figura 45
apresentamos o padratildeo observado plotado juntamente com o CIF das 3 fases identificadas
10 20 30 40 50 60 70 80
Inte
nsid
ad
e (
ua
)
2 (graus)
Pos Tratamento Teacutermico
20 25 30 35 40 45 50 55 60
63
Figura 45 Difratograma da amostra apoacutes tratamento teacutermico em conjunto com os CIFs de Bi Bi2O3 e
Bi12NiO19
Pode-se verificar no padratildeo do difratograma da Figura 45 que pelo formato da linha de
base obtida ocorreu a cristalizaccedilatildeo da fase amorfa e as fases identificadas correspondem aos
picos presentes no DRX da amostra
O refinamento realizado pelo MR confirmou a identificaccedilatildeo das fases contidas na
amostra no sentido da exata correspondecircncia entre os picos obtidos nos padrotildees calculados e
observados As fraccedilotildees das fases da amostra que sofreu tratamento teacutermico em comparaccedilatildeo com
as fraccedilotildees obtidas no DRX in situ estatildeo apresentados na tabela 7
Tabela 7 Fraccedilotildees das fases apoacutes tratamento teacutermico e DRX in situ a 350 oC
Fraccedilatildeo das fases Tratamento Teacutermico DRX in situ a 350 oC
Bi12NiO19 90 137
Bi2O3 89 20
Bi 11 663
10 20 30 40 50 60 70 80
Inte
nsid
ade (
ua
)
2 (graus)
Observado
Bi
Bi2O
3
Bi12
NiO19
25 30 35 40 45 50 55
64
O aumento da temperatura propicia a nucleaccedilatildeo das fases de Bi2O3 e Bi12NiO19 em
detrimento da diminuiccedilatildeo da fase Bi3Ni
O refinamento pelo meacutetodo de Rietveld para amostra que sofreu tratamento teacutermico
apresentou uma boa concordacircncia para os perfis calculado e experimental Nesse refinamento
foi utilizado o CIF modificado de Bi12NiO19 Na Figura 46 temos o padratildeo experimental e o
calculado obtidos no refinamento pelo MR
Figura 46 Padratildeo observado e experimental refinado pelo MR para amostra tratada termicamente
Compara-se na Figura 47 os difratogramas obtidos para amostra tratada termicamente e
para o DRX in situ a temperatura de 350 oC eacute possiacutevel identificar a correspondecircncia entre os
picos entretanto eacute notaacutevel a diferenccedila na linha de base do difratograma referente ao DRX in
situ contra o DRX da amostra submetida a tratamento teacutermico Pode-se concluir que para
ocorrer a cristalizaccedilatildeo da fase amorfa eacute necessaacuterio que a temperatura do tratamento teacutermico seja
superior a 550 0C
10 20 30 40 50 60 70 80
Inte
nsid
ade (
ua
)
2 (graus)
Calculado
Experimental
Residual
Pos Tratamento Teacutermico
65
Outro fenocircmeno perceptiacutevel eacute o deslocamento em 2θ da posiccedilatildeo dos picos O
difratograma da amostra que foi ao forno do DRX tem a posiccedilatildeo dos seus picos deslocados para
direita em comparaccedilatildeo ao observado no CIF do Bi12NiO19 e no DRX da amostra que passou
por tratamento teacutermico Podemos associar esse deslocamento a contraccedilatildeo do volume da ceacutelula
unitaacuteria Considerando o valor padratildeo do volume do composto Bi12NiO19 constante na tabela
5 ocorreu uma reduccedilatildeo de volume de aproximadamente 155 para amostra tratada
termicamente e uma variaccedilatildeo positiva de 005 para amostra do DRX in situ Na Figura 47
plotamos juntos os difratogramas da amostra tratada termicamente da amostra que realizou a
medida in situ a 350 0C e o CIF do Bi12NiO19
Figura 47 Difratogramas das amostras apoacutes tratamento teacutermico e DRX in situ em conjunto com o
CIF do Bi12NiO19
O tratamento teacutermico realizado produziu o resultado esperado cristalizando a fase
amorfa As fases presentes na amostra apoacutes a realizaccedilatildeo do tratamento estatildeo em conformidade
agraves encontradas nas medidas de DRX in situ
20 30 40 50 60 70 80
Bi
Inte
nsid
ade (
u a)
2 (graus)
Bi
20 25 30 35 40 45
66
5 CONCLUSAtildeO
A sintetizaccedilatildeo do composto nanoestruturado de Bi3Ni foi realizado de modo eficiente
apoacutes 13 horas de moagem mecacircnica
As medidas de difraccedilatildeo de Raio X possibilitaram acompanhar a evoluccedilatildeo estrutural e a
nucleaccedilatildeo da fase de Bi3Ni O refinamento realizado pelo Meacutetodo de Rietveld proporcionou a
quantificaccedilatildeo dos paracircmetros cristalograacuteficos tais como paracircmetros de rede volume da ceacutelula
unitaacuteria fraccedilatildeo das fases presentes e tamanho de cristalito Os fatores de qualidade e
convergecircncia alcanccedilaram valores satisfatoacuterios correspondendo a exata simulaccedilatildeo do padratildeo
observado
A anaacutelise teacutermica realizada por meio das medidas de DRX in situ permitiu o estudo da
estabilidade teacutermica e o acompanhamento da evoluccedilatildeo estrutural da amostra em funccedilatildeo da
temperatura Foi possiacutevel identificar duas novas fases presentes o Bi2O3 e Bi12NiO19 nucleadas
agraves custas da fase de Bi3Ni Na temperatura de 350 oC a amostra eacute composta das fases Bi12NiO19
Bi2O3 e Bi
As medidas de DSC realizadas ateacute a temperatura de 550 oC e com quatro diferentes
taxas de aquecimento foram utilizadas para se calcular com o uso da equaccedilatildeo de Kissinger a
energia de ativaccedilatildeo (Ea) necessaacuteria para promover a nucleaccedilatildeo do composto Bi12NiO19 que eacute de
12465 kJmol
O tratamento teacutermico no forno ateacute 800 oC promoveu o relaxamento dos defeitos e
tensotildees causadas durante a moagem mecacircnica e a cristalizaccedilatildeo da fase amorfa natildeo sendo mais
possiacutevel identificar no DRX realizado o perfil referente a essa fase Identificou-se novamente a
fase Bi12NiO19 aleacutem da ocorrecircncia das fases de Bi2O3 e Bi jaacute identificadas nas medidas de
DRX in situ confirmando a consistecircncia dos resultados obtidos por dois ensaios diferentes
Pocircde-se verificar o mesmo fenocircmeno em todos os ensaios que envolveram o
aquecimento da amostra Ao aquecer-se o Bi3Ni ocorre um processo de oxidaccedilatildeo que resulta
na formaccedilatildeo da fase de Bi2O3 e a fase de Bi12NiO19 todas associadas ao consumo de Bi da fase
Bi3Ni
Para realizaccedilatildeo de estudos futuros com o intuito de se obter a fase uacutenica de Bi3Ni
pode-se alterar ligeiramente as massas dos produtos com a adiccedilatildeo de um pouco de niacutequel
67
Pode-se melhorar o controle das condiccedilotildees de realizaccedilatildeo dos tratamentos teacutermicos com o
intuito de se evitar a oxidaccedilatildeo A realizaccedilatildeo de medidas de DSC ateacute a temperatura de 800 0C
poderaacute revelar picos exoteacutermicos e propiciar condiccedilotildees para se calcular a energia necessaacuteria
para promover a cristalizaccedilatildeo da fase amorfa
68
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3
RESUMO
A partir da mistura dos poacutes elementares de bismuto (Bi) e niacutequel (Ni) foi produzido o
composto nanoestruturado de Bi3Ni utilizando a teacutecnica de Siacutentese Mecacircnica As propriedades
estruturais da amostra foram investigadas por difraccedilatildeo de raios X combinado com o meacutetodo de
Rietveld Com o objetivo de estudar a estabilidade teacutermica e acompanhar o comportamento
estrutural da amostra em funccedilatildeo da temperatura foram realizadas medidas de DRX in situ
aleacutem de medidas de calorimetria diferencial de varredura ndash DSC O processo de moagem
totalizou 19 horas apoacutes a deacutecima terceira hora de moagem natildeo haacute ocorrecircncia de novas fases
apenas ocorreu uma melhora da taxa de cristalizaccedilatildeo e uma diminuiccedilatildeo do tamanho de cristalito
Encontra-se presente um pico alargado A forma perfil dessa elevaccedilatildeo eacute um forte indicio do
aparecimento de uma fase amorfa Os resultados do DSC em conjunto com DRX revelam a
dinacircmica de nucleaccedilatildeo e transformaccedilatildeo de novas fases como o Bi12NiO19 e o Bi2O3 que passam
a se formar agrave medida que a amostra eacute aquecida Com a utilizaccedilatildeo da equaccedilatildeo de Kissinger foi
possiacutevel calcular a energia necessaacuteria para nucleaccedilatildeo desta nova fase Realizou-se um
tratamento teacutermico com a finalidade de promover a cristalizaccedilatildeo da fase amorfa presente bem
como de estudar a evoluccedilatildeo estrutural do composto em funccedilatildeo da temperatura O meio utilizado
para sintetizaccedilatildeo da liga Bi3Ni mostrou-se eficiente e as anaacutelises estruturais e teacutermicas utilizadas
nesse trabalho demonstram a concordacircncia e a consistecircncia dos resultados obtidos e dos
objetivos propostos
Palavras-chave Difraccedilatildeo raios X (DRX) siacutentese mecacircnica Meacutetodo de Rietveld
4
ABSTRACT
From the mixture of the elementary powders of bismuth (Bi) and nickel (Ni) the
nanostructured compound of Bi3Ni was produced using the Mechanical Synthesis technique
The structural properties of the sample were investigated by X-ray diffraction combined with
the Rietveld method In order to study the thermal stability and to follow the structural behavior
of the sample as a function of temperature XRD measurements were performed in situ in
addition to differential scanning calorimetry (DSC) measurements The milling process totaled
19 hours after the thirteenth hour of milling there was no occurrence of new phases only an
improvement of the crystallization rate and a decrease of the crystallite size occurred An
enlarged peak is present the shape and profile of this elevation is a strong indication of the
appearance of an amorphous phase The results of the DSC together with XRD clarify the
dynamics of nucleation and transformation of new phases such as Bi12NiO19 and Bi2O3 which
starts to form as the sample is heated With the use of the Kissinger equation it was possible to
calculate the energy required for nucleation of this new phase A thermal treatment was carried
out in order to promote the crystallization of the present amorphous phase as well as to study
the structural evolution of the compound as a function of temperature The medium used to
synthesize the Bi3Ni alloy proved to be efficient and the structural and thermal analyzes used
in this work demonstrate the consistency and consistency of the results obtained and the
proposed objectives
Keywords Diffraction X-rays (DRX) mechanical synthesis Method of Rietveld
5
LISTA DE FIGURAS
Figura 1 Projeccedilatildeo dos eixos a b c e em perspectiva respectivamente do Bi (ICSD 64703) 10
Figura 2 Projeccedilatildeo do eixo a e em perspectiva respectivamente do Ni (ICSD 41508) 10
Figura 3 Projeccedilatildeo dos eixos a b e c do composto Bi3Ni (ICSD 391336) 12
Figura 4 Representaccedilatildeo em perspectiva do arranjo octaeacutedrico da cadeia de Bi3Ni (ICSD 391336) 12
Figura 5 Diagrama de Fases Bi-Ni e entalpia de formaccedilatildeo do Bi3Ni e BiNi 14
Figura 6 As 14 redes de Bravais 16
Figura 7 Representaccedilatildeo das fases presentes no processo de SM 18
Figura 8 Modelo de um material nanomeacutetrico Os ciacuterculos pretos e brancos representam
respectivamente a componente cristalina e a interfacial 19
Figura 9 Representaccedilatildeo geomeacutetrica da Lei de Bragg 22
Figura 10 Padratildeo de difraccedilatildeo para Cristal perfeito cristal real e liquido ou amorfo
respectivamente 24
Figura 11 Representaccedilatildeo esquemaacutetica de um difratocircmetro 25
Figura 12 Diagrama de blocos com ordem dos procedimentos para iniacutecio do refinamento no
EXPGUI 31
Figura 13 Interface do EXPGUI para refinamento dos paracircmetros 32
Figura 14 Ilustraccedilatildeo da configuraccedilatildeo de um DSC e do fluxo de calor 34
Figura 15 Representaccedilatildeo graacutefica dos padrotildees geneacutericos de picos apresentados no DSC 34
Figura 16 Moinho High Energy Ball Mill Emax 37
Figura 17 Preparaccedilatildeo e selagem do vaso de moagem 38
Figura 18 Preparaccedilatildeo da amostra para realizaccedilatildeo de DRX 39
Figura 19 Difratocircmetro de Raio-X modelo Empyrean da PANalytical 40
Figura 20 Preparaccedilatildeo da amostra e porta amostra no forno do DRX 41
Figura 21 Rampa de aquecimento para medidas in situ de DRX 41
Figura 22 Forno utilizado para realizar o tratamento teacutermico 43
Figura 23 Equipamento utilizado para realizar o DSC 43
Figura 24 Padratildeo de difraccedilatildeo observado para amostra e Bi3Ni durante todo intervalo de moagem 44
Figura 25 Difratograma obtido apoacutes a primeira hora de moagem 45
6
Figura 26 Difratograma da amostra moiacuteda durante 4 horas (curva com ruiacutedo) e o padratildeo
idealizado do Bi3Ni calculado a partir do arquivo CIF (cartatildeo ICSD no 391336) 46
Figura 27 Padratildeo observado no DRX (4horas) calculado e residual obtidos no refinamento
pelo MR 46
Figura 28 Fraccedilatildeo das fases de Ni Bi e Bi3Ni em funccedilatildeo do tempo de moagem 48
Figura 29 Tamanho meacutedio de cristalito de Bi3Ni em funccedilatildeo do tempo de moagem 49
Figura 30 Comparaccedilatildeo das funccedilotildees de background para a amostra moiacuteda por 10 13 16 e
19 horas 50
Figura 31 Formaccedilatildeo da fase amorfa na amostra de Bi3Ni apoacutes 19 horas de moagem 51
Figura 32 Difratograma da amostra moiacuteda 19h em conjunto com os CIFs de o Bi3Ni Bi e Bi2O3 52
Figura 33 Difratograma da amostra moiacuteda 19h e refinada por meacutetodo de Rietveld partindo dos
CIFs do Bi3Ni Bi e Bi2O3 52
Figura 34 Padratildeo observado nos DRX da amostra submetida a aquecimento 54
Figura 35 Padratildeo obtidos no refinamento pelo MR para amostra aquecida a 250 0C 55
Figura 36 Fraccedilotildees de fase em funccedilatildeo da temperatura de realizaccedilatildeo do DRX in situ 56
Figura 37 Padratildeo observado no DRX da amostra em 350 oC em comparaccedilatildeo com o CIF das fases
constituintes 57
Figura 38 Projeccedilatildeo do eixo a e em perspectiva do Bi12NiO19 57
Figura 39 Padratildeo obtidos no refinamento pelo MR para amostra aquecida a 350 0C 58
Figura 40 Fotografia do forno do DRX antes a apoacutes a realizaccedilatildeo das medidas 59
Figura 41 Termograma DSC plotados em conjunto para os diferentes fluxos de calor 60
Figura 42 Espectros DSC com as temperaturas de pico e suas respectivas taxas de aquecimento 60
Figura 43 Graacutefico linear do ln1205911198791198882 versus 1119879119888 61
Figura 44 Difratograma da amostra apoacutes tratamento teacutermico 62
Figura 45 Difratograma da amostra apoacutes tratamento teacutermico em conjunto com os CIFs de Bi
Bi2O3 e Bi12NiO19 63
Figura 46 Padratildeo observado e experimental refinado pelo MR para amostra tratada termicamente 64
Figura 47 Difratogramas das amostras apoacutes tratamento teacutermico e DRX in situ em conjunto
com o CIF do Bi12NiO19 65
7
LISTA DE TABELAS
Tabela 1 Principais variaacuteveis envolvidas no processo de siacutentese mecacircnica 21
Tabela 2 Relaccedilatildeo entre os fatores instrumentais e os efeitos sobre os picos de DRX 26
Tabela 3 Correlaccedilotildees e definiccedilotildees para as variaacuteveis envolvidas no refinamento pelo
MR no EXPGUI 33
Tabela 4 Valores de Rwp e 1205362 obtidos nos refinamentos realizados durante o processo de
moagem mecacircnica 47
Tabela 5 Valores de Chi2 e de Rwp obtidos nos refinamentos realizados durante o
processo de aquecimento 55
Tabela 6 Paracircmetros da ceacutelula unitaacuteria da estrutura Bi12NiO19 58
Tabela 7 Fraccedilotildees das fases apoacutes tratamento teacutermico e DRX in situ a 350 oC 63
8
SUMAacuteRIO
DEDICATOacuteRIA 3
AGRADECIMENTOS 6
RESUMO 3
ABSTRACT 4
LISTA DE FIGURAS 5
LISTA DE TABELAS 7
SUMAacuteRIO 8
1 INTRODUCcedilAtildeO 9
2 FUNDAMENTACcedilAtildeO TEOacuteRICA 12
21 O composto Bi3Ni 12
22 Estruturas Cristalinas 15
23 Siacutentese Mecacircnica 17
24 Difraccedilatildeo de Raios X 21
241 Difratocircmetro 24
25 Meacutetodo de Rietveld 26
251 Iacutendices de avaliaccedilatildeo da qualidade do refinamento 30
252 GSAS-EXPGUI 31
25 Calorimetria Diferencial de Varredura 33
3 PROCEDIMENTOS EXPERIMENTAIS 36
31 Produccedilatildeo da Amostra 36
32 Siacutentese Mecacircnica 36
33 Difraccedilatildeo de Raios X 39
34 Refinamento pelo Meacutetodo de Rietveld 41
35 Tratamento Teacutermico 42
36 Calorimetria Diferencial de Varredura (DSC) 43
4 RESULTADOS E DISCUSSOtildeES 44
41 Evoluccedilatildeo estrutural 44
42 Medidas de DRX in situ 53
43 Calorimetria Diferencial de Varredura (DSC) 59
44 Tratamento teacutermico 62
5 CONCLUSAtildeO 66
6 REFEREcircNCIAS 68
9
1 INTRODUCcedilAtildeO
Os materiais nanoestruturados satildeo definidos como materiais policristalinos de fase
simples ou multifaacutesicos com tamanho de gratildeo na ordem de nanocircmetros tipicamente menores
que 100 nm [1]
O estudo e a pesquisa dos materiais nanoestruturados vem nos uacuteltimos anos
despertando interesse na comunidade cientiacutefica Por causa dessas pequenas dimensotildees esses
materiais satildeo estruturalmente caracterizados por uma grande fraccedilatildeo volumeacutetrica de contornos
de gratildeo ou interfaces os quais podem alterar significativamente uma variedade de
propriedades fiacutesicas e quiacutemicas quando comparadas aos materiais cristalinos convencionais
(normalmente denominados bulk) [2]
Pode-se exemplificar essas mudanccedilas nas propriedades fiacutesicas utilizando-se como
exemplo o comportamento do ouro (Au) que apresenta uma reduccedilatildeo em seu ponto de fusatildeo
quando se encontra na forma nanoestruturada Enquanto que na forma de bulk o ouro possui
ponto de fusatildeo de aproximadamente 1064 degC na forma nanomeacutetrica (com cristais menores
que 5 nm) seu ponto de fusatildeo eacute da ordem de 300 degC [3]
Os materiais nanoestruturados podem ser sintetizados de diversas formas como por
exemplo eletrodeposiccedilatildeo [4] spray pyrolysis [5] sol-gel [6] deposiccedilatildeo de vapor fiacutesico [7]
solidificaccedilatildeo raacutepida [8] siacutentese mecacircnica [9] dentre outros As metodologias e teacutecnicas de
siacutentese podem alterar consideravelmente as propriedades dos compostos resultantes isso se
deve ao fato desses materiais nanoestruturados serem metaestaacuteveis e suas propriedades
dependerem do modo de preparaccedilatildeo da variaccedilatildeo do tempo temperatura pressatildeo Em geral
nos materiais nanoestruturados a componente interfacial ou contornos de gratildeo podem
corresponder a ateacute 50 do volume do material [10]
Neste trabalho utilizou-se a teacutecnica de siacutentese mecacircnica (SM) para produccedilatildeo de um
composto contendo bismuto e niacutequel a qual possibilita a produccedilatildeo de nanoestruturados em
temperaturas proacutexima a ambiente obtenccedilatildeo de ligas com elementos de alto ponto de fusatildeo
aleacutem de promover a deformaccedilatildeo plaacutestica das ceacutelulas unitaacuterias
O bismuto eacute um elemento quiacutemico de siacutembolo Bi com nuacutemero atocircmico (Z) igual a 83
e massa atocircmica igual a 2089 gmol Na temperatura ambiente o bismuto encontra-se no estado
soacutelido possuindo temperatura de fusatildeo de aproximadamente 271degC Eacute um elemento pesado
10
fraacutegil trivalente cristalino de coloraccedilatildeo rosaacutecea que se assemelha quimicamente ao arsecircnio e
ao antimocircnio
Eacute o mais diamagneacutetico de todos os metais e com a condutividade teacutermica mais baixa
entre todos os elementos exceto do mercuacuterio De todos os metais eacute o que menos conduz
corrente eleacutetrica O bismuto possui ceacutelula unitaacuteria romboeacutedrica e grupo espacial R-3m
A Figura 1 ilustra a ceacutelula unitaacuteria do Bi projetada nos eixos a b c e em uma perspectiva que
possibilita uma visualizaccedilatildeo tridimensional do elemento [11]
Figura 1 Projeccedilatildeo dos eixos a b c e em perspectiva respectivamente do Bi (ICSD 64703)
O niacutequel eacute um elemento quiacutemico de siacutembolo Ni nuacutemero atocircmico 28 e de massa
atocircmica 587 gmol Na temperatura ambiente encontra-se no estado soacutelido possuindo
temperatura de fusatildeo de aproximadamente 1455degC Eacute um metal de transiccedilatildeo de coloraccedilatildeo
branco-prateada condutor de eletricidade e calor duacutectil e maleaacutevel sendo bastante resistente
a corrosatildeo A amostra utilizada neste trabalho possui ceacutelula unitaacuteria cuacutebica e grupo espacial
Fm-3m A Figura 2 ilustra a ceacutelula unitaacuteria do Ni projetada no eixo a e em uma perspectiva que
possibilita uma visualizaccedilatildeo tridimensional do elemento [11]
Figura 2 Projeccedilatildeo do eixo a e em perspectiva respectivamente do Ni (ICSD 41508)
11
Este trabalho teve como objetivos sintetizar por moagem mecacircnica o composto de
Bi3Ni nanoestruturado realizar o estudo de suas propriedades estruturais antes e apoacutes os
tratamentos teacutermicos As principais teacutecnicas experimentais usadas nesta dissertaccedilatildeo foram a
difraccedilatildeo de raios X (DRX) para acompanhamento da evoluccedilatildeo estrutural da amostra em funccedilatildeo
do tempo de moagem o refinamento dos paracircmetros estruturais pelo meacutetodo de Rietveld
medidas DSC e de DRX in situ para estudar a estabilidade teacutermica bem como o comportamento
estrutural da amostra em funccedilatildeo da temperatura e um tratamento teacutermico para cristalizar a fase
amorfa presente
12
2 FUNDAMENTACcedilAtildeO TEOacuteRICA
21 O composto Bi3Ni
O composto intermetaacutelico Bi3Ni possui estrutura ortorrocircmbica e grupo espacial Pnma
possuindo um arranjo octaeacutedrico onde os aacutetomos de bismuto formam a matriz e os aacutetomos de
niacutequel formam uma cadeia linear [12]
Na Figura 3 projeta-se a ceacutelula unitaacuteria do Bi3Ni nos eixos a b c respectivamente
Figura 3 Projeccedilatildeo dos eixos a b e c do composto Bi3Ni em verde estaacute representado os aacutetomos de
niacutequel cartatildeo ICSD nordm 391336
Na Figura 4 representa-se o arranjo octaeacutedrico da cadeia de Bi3Ni onde eacute possiacutevel
identificar a cadeia linear formada pelo niacutequel
Figura 4 Representaccedilatildeo em perspectiva do arranjo octaeacutedrico da cadeia de Bi3Ni (ICSD 391336)
13
Relata-se na literatura que os principais meacutetodos para a obtenccedilatildeo do composto Bi3Ni
satildeo eletrodeposiccedilatildeo por meio quiacutemico ou solidificaccedilatildeo raacutepida Trabalhos cientiacuteficos
descreveram que a produccedilatildeo da amostra de Bi3Ni ocorreu por fusatildeo dos compostos Bi e Ni num
forno de resistecircncia a 1100 degC durante 3 dias [13]
O composto intermetaacutelico Bi3Ni apresenta supercondutividade a temperatura criacutetica de
41 K e embora essa caracteriacutestica seja conhecida desde 1951 escassos trabalhos tinham sido
publicados ateacute o iniacutecio do seacuteculo XXI As pesquisas no campo da supercondutividade tecircm
produzido a cada dia compostos com maiores temperaturas criticas (Tc) tal fato tem ajudado
os pesquisadores a desvendar os misteacuterios envolvendo a supercondutividade a Tc maiores que
40K [1415]
Novos trabalhos envolvendo as propriedades supercondutoras do Bi3Ni voltaram a ser
objeto de estudo especialmente apoacutes a constataccedilatildeo que alguns materiais quando submetidos a
pressatildeo tem sua temperatura criacutetica aumentada ligas contendo Fe na base de oxypnictides
(classe de material que inclui o oxigecircnio ao 15deg grupo da tabela perioacutedica grupo do nitrogecircnio)
apresentaram Tc de 43 K tal elevaccedilatildeo foi tambeacutem constatada com a substituiccedilatildeo de alguns
elementos na composiccedilatildeo das ligas obtendo-se Tc de 55K (SmFeAsO1-xFx) [16]
Recentemente um composto que contem CeNi08Bi2 passou a ser estudado como
componente na formaccedilatildeo de compostos do grupo de oxypnictides Estudos com espectroscopia
de tunelamento revelaram que o Bi3Ni eacute um supercondutor fortemente ligado [17]
A supercondutividade e o ferromagnetismo dois estados fundamentais da mateacuteria
condensada observam-se como sendo altamente competitivos em quase todos os materiais
Interaccedilotildees predominantemente ferromagneacuteticas destroem a supercondutividade por criarem
uma transiccedilatildeo de fase reentrante como observado nos compostos ErRh4B4 HoMo6S8 Soacute
muitos poucos compostos que foram identificados ateacute agora mostram uma coexistecircncia destes
estados fundamentais concorrentes Dentro desse escasso grupo encontra-se o Bi3Ni
nanoestruturado no qual comprovou-se a coexistecircncia de supercondutividade e
ferromagnetismo [1819]
As propriedades termodinacircmicas do composto Bi-Ni continuam sendo alvo de estudos
Recentemente diversos trabalhos sobre esse tema foram publicados [2021] Esses trabalhos
descrevem a construccedilatildeo de diagramas de fases do Bismuto com os elementos metaacutelicos Fe Cr
e Ni de onde constata-se que a mostra com Fe e Cr tecircm leve solubilidade no Bi Para
14
temperaturas menores que 920 degC a solubilidade de Fe e Cr em Bi(Liacutequido) eacute menor que 10-3 em
at Por sua vez o niacutequel dissolve-se prontamente em Bi(L) O niacutequel eacute o uacutenico componente de
accedilo inoxidaacutevel que faz compostos intermetaacutelicos com Bi [12]
Pesquisas apontam para outras propriedades e aplicaccedilotildees de ligas ternaacuterias contendo os
elementos Bi e Ni A liga BiInNi contendo diversas proporccedilotildees estequiomeacutetricas foi estudada
sob a oacutetica de um possiacutevel potencial desse material como semicondutor [21]
Outra aplicaccedilatildeo recente utilizando o composto de bismuto e niacutequel vem despertando o
interesse tecnoloacutegico Sabe-se que esforccedilos crescentes tecircm sido realizados na busca por soldas
livres de chumbo adequadas devido agrave influecircncia prejudicial do chumbo ao ambiente e a sauacutede
humana As ligas agrave base de Sn com diferentes aditivos como Ag Bi Cu In Sb e Zn satildeo
potenciais candidatos como soldas livres de chumbo As ligas Sn-Bi com baixo ponto de fusatildeo
satildeo desenvolvidas para soldar os componentes sensiacuteveis agrave elevadas temperaturas [22]
Na Figura 5 apresenta-se o diagrama de fases do sistema Bi-Ni [23] Verifica-se que a
temperatura de fusatildeo do composto Bi3Ni em funccedilatildeo da maior quantidade de bismuto eacute menor
que a do composto BiNi
Figura 5 Diagrama de Fases Bi-Ni [23]
15
22 Estruturas Cristalinas
A estrutura dos materiais soacutelidos eacute resultado da natureza de suas ligaccedilotildees quiacutemicas a
qual define a distribuiccedilatildeo espacial de seus aacutetomos iacuteons ou moleacuteculas Parte dos materiais
comumente aplicados na engenharia exibe um arranjo geomeacutetrico de seus aacutetomos bem definido
constituindo assim uma estrutura cristalina Os materiais cristalinos independentemente do tipo
de ligaccedilatildeo que possuem satildeo aqueles que apresentam estrutura atocircmica tridimensional perioacutedica
de longo alcance
A partir da definiccedilatildeo de estrutura cristalina como sendo um conjunto de posiccedilotildees
atocircmicas iocircnicas ou moleculares repetitivas pode-se descrever o cristal partindo-se de uma
estrutura baacutesica que se repete ao longo de toda estrutura Essa estrutura denominada ceacutelula
unitaacuteria pode ser definida como a menor porccedilatildeo do cristal que ainda conserva as propriedades
originais dele Para definir a ceacutelula unitaacuteria adota-se valores especiacuteficos que satildeo associados agraves
unidades de medidas dos eixos de referecircncia e aos acircngulos entre esses eixos definidos como
paracircmetros de rede
Define-se entatildeo os sistemas cristalinos que incluem todas as possiacuteveis geometrias de
divisatildeo do espaccedilo por superfiacutecies planas continuas Soacute existem 7 tipos de sistemas cristalinos
que preenchem totalmente o espaccedilo Entretanto os sistemas cristalinos satildeo apenas entidades
geomeacutetricas Quando ldquocoloca-serdquo aacutetomos dentro desses sistemas formam-se redes
cristalinas[24]
Em 1848 o francecircs August Bravais demonstrou ser possiacutevel geometricamente a
construccedilatildeo de 14 tipos de ceacutelulas unitaacuterias isto eacute todas as redes cristalinas possiacuteveis podem
ser geradas por 14 tipos de ceacutelulas Essas redes satildeo chamadas redes de Bravais
Na Figura 6 pode-se identificar os 7 tipos de sistemas cristalinos (cuacutebico tetragonal
ortorrocircmbico romboeacutedrico monocliacutenico hexagonal e tricliacutenico) e as configuraccedilotildees possiacuteveis
para esses sistemas formando as 14 redes de Bravais [24]
16
Figura 6 As 14 redes de Bravais [24]
Os cristais podem ser classificados segundo os grupos pontuais de operaccedilotildees de simetria
que une suas faces Os grupos pontuais ou classes cristalinas representam a simetria ou
combinaccedilotildees de simetria que levam a um padratildeo de repeticcedilatildeo distinto Toda e qualquer
moleacutecula pode ser classificada em um dos 32 grupos pontuais possiacuteveis
Os 32 grupos pontuais possiacuteveis satildeo formados pelos 10 elementos baacutesicos de simetria e
mais 22 combinaccedilotildees entre estes Apenas 22 combinaccedilotildees satildeo possiacuteveis pois muitas levam a
repeticcedilotildees de simetria e outras satildeo incompatiacuteveis com a simetria cristalina ou seja os elementos
de simetria natildeo podem ser combinados arbitrariamente [24]
17
Uma vez que as operaccedilotildees de simetria de cada um dos 32 grupos pontuais
cristalograacuteficos satildeo aplicadas as 14 redes de Bravais tem-se 230 grupos espaciais que
descrevem de maneira uniacutevoca todo o arranjo de objetos idecircnticos dispostos num reticulo
perioacutedico infinito
23 Siacutentese Mecacircnica
Do ponto de vista termodinacircmico um cristal perfeito (um soacutelido livre de defeitos
estruturais fora do equiliacutebrio) eacute o soacutelido que apresenta a menor energia livre de Gibbs e suas
propriedades fiacutesicas satildeo bem determinadas Poreacutem na natureza eacute difiacutecil encontrar cristais livres
de defeitos Esses somente satildeo sintetizados em laboratoacuterios sob condiccedilotildees extremamente
controladas Eacute conhecido que as propriedades fiacutesicas de cristais possuindo defeitos apresentam
desvios em relaccedilatildeo agraves medidas para os cristais perfeitos Esses desvios satildeo tatildeo maiores quanto
maior for a concentraccedilatildeo de defeitos Uma variaccedilatildeo tambeacutem eacute verificada na energia livre de
Gibbs pois sabe-se que centros de defeitos armazenam energia em soacutelidos [2]
A siacutentese mecacircnica (SM) eacute uma teacutecnica de moagem de um mono poacute ou de uma mistura
de dois ou mais poacutes de um composto Eacute comum encontrar na literatura outro termo utilizado
para designar o tratamento de partiacuteculas em poacute no moinho de alta energia Normalmente
associa-se o termo siacutentese mecacircnica ou Mechanical Alloying (MA) ao processo no qual a
mistura de poacutes eacute moiacuteda em conjunto onde a transferecircncia de material que estaacute envolvida tem o
objetivo de se obter uma liga homogecircnea Por outro lado a moagem de poacutes tais como metais
puros onde a transferecircncia de material natildeo eacute necessaacuteria para a homogeneizaccedilatildeo denomina-se
simplesmente moagem mecacircnica ou Mechanical Milling (MM) [9]
De maneira praacutetica pode-se descrever o processo de siacutentese mecacircnica como a
colocaccedilatildeo da amostra no recipiente especiacutefico (normalmente chamado de jarro de moagem)
juntamente com esferas (preferencialmente do mesmo material que o recipiente) a realizaccedilatildeo
da selagem do recipiente para alguns materiais com o intuito de evitar a oxidaccedilatildeo ou ateacute
mesmo contaminaccedilatildeo realiza-se esse procedimento em um ambiente fechado (glove box) com
um gaacutes inerte e finalizando o processo tem-se a fixaccedilatildeo do recipiente no moinho e o iniacutecio do
processo de moagem [9]
18
Pode-se dividir fisicamente o processo de siacutentese mecacircnica de materiais em 4 estaacutegios
bem distintos [25]
I - Estaacutegio inicial as partiacuteculas satildeo deformadas plasticamente assumindo uma forma achatada
A ductilidade do material e energia fornecida no processo de moagem refletem diretamente na
intensidade dessa alteraccedilatildeo O acreacutescimo da aacuterea de superfiacutecie aumenta progressivamente a
probabilidade de soldagem a frio dessas partiacuteculas gerando um aumento do tamanho meacutedio da
partiacutecula
II ndash Segundo Estaacutegio as partiacuteculas satildeo soldadas a frio e requebradas favorecendo a formaccedilatildeo
de um poacute muito fino Eacute neste estaacutegio que ocorre tambeacutem a formaccedilatildeo de partiacuteculas compostas
denominadas de agregados Com o acuacutemulo de deformaccedilatildeo plaacutestica haacute um aumento do
encruamento e da resistecircncia mecacircnica das partiacuteculas Essa situaccedilatildeo aumenta a probabilidade
de fratura das partiacuteculas ou agregados
III ndash Terceiro Estaacutegio nesta fase um certo ldquoequiliacutebriordquo entre os processos de fratura e de
soldagem a frio eacute alcanccedilado Observa-se tambeacutem que as partiacuteculas alcanccedilam um tamanho fixo
Entretanto a energia livre de Gibbs continua a aumentar ateacute alcanccedilar uma saturaccedilatildeo
IV ndash Quarto Estagio eacute caracterizado pelo refinamento da microestrutura desses agregados
Na Figura 7 estatildeo ilustrados os quatro estaacutegios do processo de Siacutentese Mecacircnica
Figura 7 Representaccedilatildeo das fases presentes no processo de SM [25]
19
Eacute bem conhecido que a natureza procura estados fiacutesicos com a menor variaccedilatildeo da
energia livre de Gibbs Assim as substacircncias sob moagem mecacircnica podem ser transformadas
em novas substacircncias ou mudarem de fases cristalograacuteficas visando alcanccedilar esses estados de
menor energia Sabe-se que tais mudanccedilas envolvem determinados mecanismos fiacutesicos como
por exemplo difusatildeo atocircmica atraveacutes de contornos de gratildeos Os mecanismos fiacutesicos envolvidos
no processo SM ainda natildeo satildeo completamente entendidos [9]
Do ponto de vista estrutural cada poacute constituindo a mistura pode ser visto como sendo
formado por duas componentes uma cristalina que eacute sua estrutura cristalograacutefica original e
outra formada pelos centros de defeitos que eacute chamada de componente interfacial Em geral
nos materiais nanoestruturados a componente interfacial ou contornos de gratildeo podem
corresponder a ateacute 50 do volume do material [10]
A Figura 8 ilustra esquematicamente os cristalitos formado por ciacuterculos pretos e o
contorno de gratildeo por ciacuterculos brancos
Figura 8 Modelo de um material nanomeacutetrico Os ciacuterculos pretos e brancos representam
respectivamente a componente cristalina e a interfacial [10]
Embora a sistemaacutetica de preparaccedilatildeo e execuccedilatildeo da SM pareccedila ser simples o processo
possui diversas variaacuteveis que satildeo determinantes na qualidade e nas caracteriacutesticas do produto
final
A dimensatildeo das esferas utilizadas no processo interfere na eficiecircncia de moagem
Esferas grandes otimizam o processo desde que associadas a uma velocidade que permita a
20
transferecircncia da energia de impacto as partiacuteculas do poacute Aleacutem da dimensatildeo a massa das esferas
tambeacutem influencia no resultado final
A BPR (ball-to-powder weight ratio) ou razatildeo entre a massa das esferas e a massa do
poacute possui um efeito significante no tempo necessaacuterio para alcanccedilar uma fase particular na
amostra que estaacute sendo moiacuteda A BPR eacute inversamente proporcional ao tempo exigido na
moagem os valores de BPR podem variar de 11 ateacute valores de 220 1 Contudo BPR muito
grande pode gerar reaccedilotildees indesejaacuteveis como aumento na geraccedilatildeo de calor o que afetaria a
constituiccedilatildeo do poacute [2627]
A velocidade de rotaccedilatildeo do moinho estaacute diretamente associada agrave energia aplicada
atraveacutes de colisotildees das esferas com a amostra assim como na temperatura de processo da SM
Cada moinho possui uma velocidade criacutetica que define a otimizaccedilatildeo do desempenho do
processo Dessa forma deve-se analisar o quanto pode ser vantajoso ou prejudicial uma
temperatura elevada durante o processo da SM
Em alguns casos onde a difusatildeo eacute exigida para promover a homogeneizaccedilatildeo eou fusatildeo
do poacute pode ser vantajosa a elevaccedilatildeo da temperatura Poreacutem em outros casos o aumento da
temperatura pode acelerar o processo de transformaccedilatildeo e resultar na decomposiccedilatildeo de soluccedilotildees
soacutelidas supersaturadas ou outras fases metaestaacuteveis formadas durante a moagem tornando-se
uma desvantagem [26 27]
O paracircmetro mais importante para otimizaccedilatildeo do processo de siacutentese mecacircnica eacute a
determinaccedilatildeo do tempo de execuccedilatildeo Normalmente o tempo de moagem eacute escolhido com o
propoacutesito de conseguir um estado intermediaacuterio entre os estados de fratura e a fusatildeo a frio das
partiacuteculas do poacute A determinaccedilatildeo do tempo seraacute feita com base em vaacuterios paracircmetros como os
anteriormente mencionados Por isso eacute importante considerar que o niacutevel de contaminaccedilatildeo
pode aumentar e algumas fases indesejaacuteveis podem ser formadas quando o poacute eacute moiacutedo por
tempos maiores que o necessaacuterio [27]
A descriccedilatildeo das variaacuteveis adotadas durante o processo de SM eacute fundamental para
garantir a reprodutibilidade bem como para o estudo das influencias que cada paracircmetro pode
exercer sobre as caracteriacutesticas da amostra apoacutes o termino do processo [282930]
Assim apresenta-se na tabela 1 os principais paracircmetros relacionados a
reprodutibilidade do processo de siacutentese mecacircnica
21
Tabela 1 Principais variaacuteveis envolvidas no processo de siacutentese mecacircnica
24 Difraccedilatildeo de Raios X
A difraccedilatildeo de Raios X (DRX) eacute uma teacutecnica poderosa utilizada principalmente quando
se deseja realizar a caracterizaccedilatildeo estrutural de materiais Entretanto sua aplicaccedilatildeo eacute bem mais
ampla e versaacutetil sendo utilizada tambeacutem em aacutereas como a fiacutesica quiacutemica geologia
biotecnologia
Os raios X possuem energia suficiente para penetrarem nos soacutelidos e dessa forma se
mostram apropriados para investigarem estruturas internas Pode-se gerar raios X em
laboratoacuterio tanto pela desaceleraccedilatildeo dos eleacutetrons num alvo metaacutelico quanto pela excitaccedilatildeo dos
eleacutetrons dos aacutetomos alvo O primeiro processo fornece um espectro continuo e largo o segundo
fornece linhas acentuadas no espectro O meacutetodo normalmente utilizado nos equipamentos de
laboratoacuterio consiste em gerar os raios X fazendo com que um eleacutetron de alta energia gerado no
caacutetodo do tubo catoacutedico colida com um alvo metaacutelico acircnodo [31]
O feixe de raios X possui comprimento de onda (λ) caracteriacutestico que varia de acordo
com o material do acircnodo Para aplicaccedilotildees em cristalografia os comprimentos de onda mais
utilizados variam de 05 a 25 Ǻ Tal fato se justifica em virtude da proximidade desses valores
as menores distancias interatocircmicas observadas em materiais orgacircnicos e inorgacircnicos
PARAcircMETROS ENVOLVIDOS NO PROCESSO
1 Tipo de moinho usado
2 Tipo e material dos recipientes de moagem
3 Velocidade de moagem
4 Tempo de moagem
5 A BPR
6 Atmosfera de moagem
7 Agentes de controle de processo
8 Temperatura de moagem
22
O processo fiacutesico de espalhamento de difraccedilatildeo de raios X eacute o espalhamento elaacutestico dos
foacutetons pelos aacutetomos do material analisado que estatildeo dispostos na rede cristalina O
espalhamento ocorre quando o feixe de raios X atinge as nuvens eletrocircnicas que formam os
planos de um soacutelido cristalino em um determinado acircngulo onde uma porccedilatildeo da radiaccedilatildeo eacute
espalhada pela camada de aacutetomos superficiais e a outra parte do feixe natildeo espalhada penetra
na segunda camada de aacutetomos onde outra fraccedilatildeo eacute espalhada e o restante passa para terceira
camada e assim sucessivamente [3132] Pode-se observar uma representaccedilatildeo desse fenocircmeno
na Figura 9
Figura 9 Representaccedilatildeo geomeacutetrica da Lei de Bragg [28]
A teoria baacutesica que define o estudo de materiais cristalinos por difraccedilatildeo de raios X
baseia-se no princiacutepio de que as distribuiccedilotildees espaciais dos eleacutetrons no material definem
diferentes planos atocircmicos portanto esses planos atocircmicos espalham os raios X ndash vistos como
ondas ndash causando interferecircncia construtiva e destrutiva que se manifestam no padratildeo de raios
X como maacuteximos e miacutenimos respectivamente [33]
A ocorrecircncia de maacuteximos e miacutenimos pode ser explicada utilizando-se a Lei de Bragg
Utilizando o auxiacutelio geomeacutetrico da Figura 9 pode-se verificar que o caminho oacutetico percorrido
pelos raios X incidentes no primeiro plano do material eacute diferente do caminho percorrido pelos
feixes refratados no segundo plano A diferenccedila de caminho (δ) pode ser descrita como
δ = 2dhkl119904119890119899120579 (1)
Essa diferenccedila de percurso gera uma diferenccedila de fase (∆120593) entre as ondas refletidas que pode
ser expressa por
23
∆120593 = 2120587 δλfrasl (2)
onde λ eacute o comprimento de onda do feixe de raios X incidente Para um cristal perfeito e infinito
haveraacute interferecircncia construtiva somente quando δ = nλ onde n eacute um nuacutemero inteiro
Dessa forma a condiccedilatildeo para ocorrecircncia de interferecircncia construtiva pode ser expressa como
2119889ℎ119896119897119904119890119899120579 = 119899 λ (3)
Essa relaccedilatildeo eacute conhecia como a Lei de Bragg
Desse modo se o cristal for rotacionado cada conjunto de planos iraacute difratar a radiaccedilatildeo
quando o valor de 2dsenθ satisfizer a equaccedilatildeo Assim os dados de difraccedilatildeo satildeo coletados para
o cristal como um todo O arranjo de feixes difratados considerados em conjunto eacute
denominado padratildeo de difraccedilatildeo de cristal Se o material analisado estiver na forma de um poacute
de pequenos cristalitos aleatoriamente arranjados cada cristalito iraacute produzir seu proacuteprio padratildeo
de difraccedilatildeo [34]
Um ponto importante a ser considerado eacute que a intensidade determinada
experimentalmente definida como a intensidade total de cada difraccedilatildeo e que corresponde as
aacutereas delimitadas pelas respectivas curvas eacute maior que a prevista pela Lei de Bragg Tal
diferenccedila entre o padratildeo real e o previsto por Bragg reside no fato de o cristal natildeo ser perfeito
e nem infinito aleacutem dos feixes de raios X natildeo serem totalmente monocromaacuteticos e a radiaccedilatildeo
incidente natildeo corresponder a feixes perfeitamente paralelos Por tudo isso ao se observar um
padratildeo de raios X verifica-se que os picos possuem a forma de uma funccedilatildeo Gaussiana e natildeo a
de uma funccedilatildeo delta como previsto pela lei de Bragg Assim para valores ligeiramente
diferentes dos acircngulos de Bragg ocorreraacute tambeacutem difraccedilatildeo [35]
Se o material analisado for um liacutequido ou um soacutelido natildeo cristalino (amorfo) o padratildeo
obtido se caracteriza por uma quase completa ausecircncia de periodicidade uma certa ordem
apenas a pequenas distacircncias (de curto alcance) e uma preferecircncia estatiacutestica para uma distacircncia
interatocircmica particular Como consequecircncia os padrotildees tendem a possuir apenas um ou dois
picos alargados
Na Figura 10 ilustra-se as diferenccedilas tiacutepicas observadas nos padrotildees de difraccedilatildeo para
amostras de um cristal perfeito (A) um cristal real (B) e um liquido ou material amorfo (C)
24
Figura 10 Padratildeo de difraccedilatildeo para Cristal perfeito cristal real e liquido ou amorfo respectivamente
O estudo da direccedilatildeo e da intensidade do feixe difratado eacute importante pois permite obter
conclusotildees sobre o fator de estrutura de materiais cristalinos e de materiais amorfos As
intensidades relativas da difraccedilatildeo de estruturas cristalinas dependem do conteuacutedo da ceacutelula
unitaacuteria quanto ao nuacutemeros de eleacutetrons nos aacutetomos posiccedilotildees atocircmicas e da distribuiccedilatildeo
eletrocircnica nos aacutetomos Tem-se entatildeo o fator de estrutura que estaacute diretamente relacionado com
a intensidade das ondas espalhadas no fenocircmeno de difraccedilatildeo em materiais
241 Difratocircmetro
O difratocircmetro eacute constituiacutedo basicamente por um tubo de raios X um porta amostra
onde se incide a radiaccedilatildeo e um detector moacutevel Nos equipamentos modernos a geometria de
Bragg-Brentano se manteacutem com a diferenccedila de que a amostra permanece na posiccedilatildeo horizontal
podendo se movimentar apenas quando se utiliza um sistema de rotaccedilatildeo horizontal sobre o eixo
da amostra Nessa geometria um feixe de radiaccedilatildeo monocromaacutetica incide na amostra em forma
de poacute rotacionada de um acircngulo θ enquanto os dados satildeo coletados por um detector que se
move de 2θ [3637]
Uma representaccedilatildeo esquemaacutetica do funcionamento de um difratocircmetro pode ser vista
na Figura 11 Neste esquema verifica-se que o feixe de Raios X gerado pela fonte (A) sai do
tubo passando pela janela de beriacutelio em forma de uma linha O mesmo passa pela fenda soller
de placas paralelas passando em seguida pela fenda divergente e pela maacutescara que controlam
25
a aacuterea dos Raios X que incidem sobre a amostra (B) O feixe difratado passa pelas fendas anti-
espalhamento de recebimento e soller incidindo no detector (C) apoacutes passar por um
monocromador [353637]
Figura 11 Representaccedilatildeo esquemaacutetica de um Difratocircmetro [35]
As fendas soller tecircm como funccedilatildeo diminuir a divergecircncia axial de um feixe de raios X
A fenda divergente eacute utilizada para limitar a divergecircncia lateral do feixe de raios X de modo
que a superfiacutecie da amostra receba o maacuteximo possiacutevel da radiaccedilatildeo e ao mesmo tempo a
irradiaccedilatildeo do porta amostra seja evitada A maacutescara tem a funccedilatildeo de limitar a aacuterea linear
iluminada sobre a amostra [3839]
O feixe difratado eacute normalmente expresso atraveacutes de picos que se destacam do
background (ou linha de base) registrados num difratograma de intensidade versus o acircngulo
2θ As intensidades obtidas em acircngulos 2θ representadas atraveacutes dos picos nos difratogramas
correspondem agrave difraccedilatildeo do feixe incidente por um determinado conjunto de planos do cristal
que possuem mesma distacircncia interplanar cada qual com iacutendices de Miller hkl (reflexotildees hkl)
A intensidade a posiccedilatildeo angular (2θ) ou distacircncia interplanar (d) e o perfil satildeo as informaccedilotildees
obtidas de cada pico Cada composto cristalino apresenta um padratildeo difratomeacutetrico
caracteriacutestico permitindo sua identificaccedilatildeo atraveacutes das posiccedilotildees angulares e intensidades
relativas dos picos difratados [3639]
Na tabela 2 apresentam-se alguns fatores instrumentais e seus efeitos sobre as posiccedilotildees
forma e larguras dos picos de difraccedilatildeo [414243]
26
Tabela 2 Relaccedilatildeo entre os fatores instrumentais e os efeitos sobre os picos de DRX
25 Meacutetodo de Rietveld
O fiacutesico holandecircs Hugo M Rietveld desenvolveu em 1969 um meacutetodo para refinar
estruturas cristalinas a partir de modelos teoacutericos e de padrotildees de raios X (DRX) ou de necircutrons
[44 45]
O modelo matemaacutetico utilizado no Meacutetodo de Rietveld (MR) refina os perfis teoacutericos
dos picos de difraccedilatildeo de forma que estes perfis se aproximem dos perfis medidos O refinamento
possibilita determinar as propriedades cristalograacuteficas do material analisado como por
exemplo orientaccedilotildees preferenciais (textura) em alguns casos o tamanho meacutedio e a
microdeformaccedilatildeo de cristalitos e as dimensotildees da cela unitaacuteria [44]
Para executar o refinamento de estruturas o MR faz comparaccedilotildees do perfil real de uma
amostra (o observado ou experimental) com espectros teoacutericos calculados a partir de misturas
hipoteacuteticas de fases (o calculado) Compara-se pontualmente os valores obtidos atraveacutes da
diferenccedila entre as intensidades
Os valores satildeo ajustados utilizando-se o meacutetodo dos miacutenimos quadrados ateacute se
conseguir a melhor concordacircncia possiacutevel do padratildeo experimental com o calculado [46]
A diferenccedila entre as intensidades isto eacute a quantidade minimizada no refinamento eacute dada
pela seguinte expressatildeo
Sy = sum 120596119894(119910119894 minus 119910119888119894)2
119894 (4)
FATOR INSTRUMENTAL EFEITO SOBRE O PICO
Alinhamento e colimaccedilatildeo do feixe Afeta na largura e simetria dos picos
Excentricidade da amostra Influecircncia a largura e posiccedilatildeo dos picos
Planaridade da superfiacutecie da
amostra Produz assimetria dos picos em baixos acircngulos
Absorccedilatildeotransparecircncia da amostra Causa deslocamento dos picos alargamento e assimetria
principalmente em amostras com coeficientes de absorccedilatildeo
Tamanho das partiacuteculas e micro
deformaccedilatildeo da rede Causa variaccedilatildeo na largura e forma dos picos
27
Onde 120596119894 representa a intensidade observada no i-eacutesimo ponto (sendo expresso por 120596119894 =
1 119910119894frasl ) e 119910119894 representa a intensidade observada e 119910119888119894 a intensidade calculada [46]
As medidas precisas de intensidades dadas em intervalos de 2θ o incremento de 2θ
constante um modelo inicial proacuteximo a estrutura real da amostra satildeo alguns requisitos que
devem ser analisados antes de se iniciar o refinamento
Deve-se ficar claro que o MR natildeo se trata de um software os programas satildeo utilizados
para realizar os caacutelculos matemaacuteticos requeridos pelo meacutetodo Existem diversos programas
computacionais que usam o MR dentre eles o pacote de programas GSAS (General Structure
Analysis System) [47] e o EXPGUI [48]
Para se descrever o formato dos picos de DRX de materiais nanoestruturados
recomenda-se utilizar a funccedilatildeo perfil pseudo-Voigt de Thompson-Cox-Hasting modificada
(funccedilatildeo de perfil CW 4 no pacote GSAS [47]) que considera o modelo anisotroacutepico de Stephens
e efeitos de textura [4950]
Nesta funccedilatildeo de perfil a largura a meia altura (FWHM) das partes gaussiana (ΓG) e
Lorentziana (ΓL) eacute expressa da seguinte forma
Γ119866 = [(119880 + (1 minus 120578)2119889ℎ1198961198974 Γ119878
2(ℎ119896119897))1199051198861198992120579 + 119881119905119886119899120579 + 119882 +119875
1198881199001199042120579]
12
(5)
e
Γ119871 = 120578119889ℎ1198961198972 Γ119878(ℎ119896119897) 119905119886119899120579 +
119883+119883119890119888119900119904120601
119888119900119904120579 (6)
Onde dhkl eacute a distacircncia entre os planos da rede e θ eacute o acircngulo de Bragg Na parte gaussiana os
paracircmetros V e W dependem dos instrumentos Os paracircmetros P e o termo X + Xecosφ
descrevem respectivamente as contribuiccedilotildees Gaussianas e Lorentzianas para o tamanho de
cristalito Os paracircmetros P e X correspondem ao tamanho de cristalito isotroacutepico enquanto Xe
expressa efeitos de tamanho de cristalito anisotroacutepicos φ eacute o acircngulo entre o vector de reflexatildeo
e o seu respectivo eixo de ampliaccedilatildeo
O paracircmetro de tensatildeo isotroacutepica U e o paracircmetro de tensatildeo anisotroacutepica ΓS (hkl)
expressam o alargamento de pico causado por deformaccedilotildees na rede cristalina ΓS (hkl) eacute uma
28
funccedilatildeo do alargamento (hkl) e depende da simetria de cristal [4950] O paracircmetro η eacute um
coeficiente de mistura que determina as contribuiccedilotildees do alargamento gaussiano (η = 0) e
Lorentziano (η = 1)
O tamanho de cristalito aparente pode ser determinado pela formula de Scherrer
Considerando o refinamento de todos esses paracircmetros para ajustar as larguras de linha e
assumindo que a contribuiccedilatildeo da distribuiccedilatildeo de tamanho de cristalitos eacute anisotroacutepica isto eacute
fazendo P = 0 na equaccedilatildeo 5 pode-se calcular o tamanho de cristalito (lang119889rang) pela seguinte foacutermula
[52]
lang119889rang =(18000119870120582)
119871119909120587 (7)
Considerando tambeacutem que as microtensotildees satildeo isotroacutepicas e fazendo ΓS (hkl) =0 na
equaccedilatildeo 6 pode-se calcular seu percentual pela foacutermula contida no Manual do GSAS [52]
assim a microdeformaccedilatildeo (ε) pode ser expressa por
120576 =120587
18000radic(81198971198992)(119866119880 minus 119866119880119900)100 (8)
Onde GUo eacute o valor previamente obtido do material padratildeo utilizado na calibraccedilatildeo do
equipamento Os valores obtidos para a amostra padratildeo satildeo considerados como iniciais para
paracircmetros ajustaacuteveis e mantidos fixos para os demais durante o ajuste de difratogramas de
amostras em estudo [53]
Durante o refinamento pelo meacutetodo de Rietveld um conjunto de paracircmetros varaacuteveis eacute
calculado e refinado em relaccedilatildeo aos dados digitalizados do difratograma abaixo apresenta-se
um breve detalhamento desses paracircmetros [414243]
29
1- Fator de escala corresponde agrave correccedilatildeo de proporcionalidade entre o padratildeo
difratomeacutetrico calculado e o observado
2- Linha de base (background) eacute corrigida a partir de dados coletados no proacuteprio
difratograma e da interpolaccedilatildeo entre estes pontos Eacute importante conhecer o
comportamento da linha de base jaacute que esta fornece informaccedilotildees a respeito da presenccedila
de fases amorfas na amostra e pode ser incluiacuteda em uma rotina de quantificaccedilatildeo das
fases envolvidas
3- Perfil de pico conjunto de funccedilotildees analiacuteticas em que se modelam efeitos relacionados
ao perfil Algumas equaccedilotildees analiacuteticas satildeo propostas para corrigir estes efeitos como
as equaccedilotildees Gaussiana Lorentziana e de assimetria
4- Paracircmetros da ceacutelula Podem ser corrigidos pela Lei de Bragg (nλ=2dsenθ) onde o
espaccedilamento d estaacute relacionado aos iacutendices de Miller e portanto aos paracircmetros de
ceacutelula (a b c α β γ) A indexaccedilatildeo dos picos eacute feita levando-se em conta os paracircmetros
da ceacutelula e a intensidade calculada o que mostra certa vantagem em relaccedilatildeo a teacutecnicas
convencionais pois todos os paracircmetros que influenciam na discrepacircncia dos valores
de d satildeo refinados conjuntamente com os das intensidades
5- Fator de estrutura os paracircmetros variaacuteveis deste fator satildeo posiccedilotildees atocircmicas fatores
de temperatura isotroacutepicos ou anisotroacutepicos e o nuacutemero de ocupaccedilatildeo
6- Deslocamento paracircmetros de correccedilatildeo dos deslocamentos devido agrave fuga do ponto focal
da oacuteptica do difratocircmetro
7- Orientaccedilatildeo preferencial correccedilatildeo de problemas gerados na preparaccedilatildeo de amostra
Trabalhos da literatura mostram que a reduccedilatildeo computacional da orientaccedilatildeo preferencial
tem eficiecircncia limitada daiacute a preocupaccedilatildeo em controlar este efeito durante a preparaccedilatildeo
da amostra
30
251 Iacutendices de avaliaccedilatildeo da qualidade do refinamento
A qualidade do refinamento deve ser verificada atraveacutes de indicadores estatiacutesticos
numeacutericos que satildeo utilizados durante o processo iterativo (caacutelculos) e apoacutes o teacutermino deste
para aferir se o refinamento estaacute se procedendo de modo satisfatoacuterio [46]
Os refinamentos realizados no software GSAS [47] devem ser acompanhados no que
diz respeito a convergecircncia ao miacutenimo global por iacutendices de confiabilidade para julgar a
qualidade dos mesmos dentre eles o Rwp (R ponderado) e o 1205362 chamado de ldquogoodnees of fit
os quais estatildeo relacionados com o perfil do difratograma [46]
O Rwp eacute expresso por
119877119908119901 = ( radicsum 120596119894(119910119894minus 119910119888119894)2
119894
sum 120596119894(119910119894)2119894
) 119909 100 (9)
O denominador do Rwp eacute a funccedilatildeo de minimizaccedilatildeo (equaccedilatildeo 4) Esse eacute o iacutendice que deve
ser analisado para verificar se o refinamento estaacute convergindo Se o valor de Rwp estaacute
diminuindo entatildeo o refinamento estaacute sendo bem-sucedido Bons refinamentos fornecem
valores de Rwp da ordem de 2 a 10 tipicamente se encontram entre 10 e 20 [46]
O Rexp eacute o valor estatisticamente esperado sendo expresso conforme [54]
119877119890119909119901 = [(119873minus119875)
sum 119908119894(119910119894(119900119887119904))sup2]
12frasl
(10)
Por sua vez o 1205362 eacute definido como
1205942 = 119877119908119901
119877119890119909119901 (11)
Trata-se de um iacutendice frequentemente utilizado estando relacionado agrave qualidade do
ajuste entre o difratograma calculado e o observado Espera-se que seu valor seja equivalente a
10 em um refinamento perfeito sendo que na praacutetica valores em torno de 50 caracterizam
refinamentos otimizados [43] O Rexp utilizado para se determinar o valor de 1205362 eacute o valor
estatisticamente esperado para o Rwp
31
252 GSAS-EXPGUI
O diagrama de blocos da Figura 12 descreve os procedimentos a serem seguidos para se
iniciar um refinamento no software EXPGUI [48]
Figura 12 Diagrama de blocos com ordem dos procedimentos para iniacutecio do refinamento no EXPGUI
Iniciar o programa
Adicionar as fases
Inserir o Difratograma Experimental
Inserir o arquivo PRM
Escolha da funccedilatildeo de background
powpref
genles
Abertura do programa com criaccedilatildeo de um novo arquivo referente ao
refinamento que seraacute iniciado
A adiccedilatildeo das fases presentes na amostra normalmente utiliza-se arquivos
com as informaccedilotildees cristalograacuteficas com a extensatildeo cif
Insere-se o arquivo contendo o difratograma experimental (com a extensatildeo
gsas)
Inserir o PRM O arquivo PRM conteacutem informaccedilotildees instrumentais do
difratocircmetro utilizado como por exemplo o nome do difratocircmetro o
comprimento de onda da radiaccedilatildeo utilizada a polarizaccedilatildeo e os paracircmetros de
perfil relacionados ao alargamento instrumental
O passo seguinte eacute a escolha da funccedilatildeo de background e o nuacutemero de termos
que se iraacute utilizar O programa dispotildee de 8 tipos de funccedilotildees background Na
sequecircncia deve-se escolher a funccedilatildeo de perfil que iraacute modelar os picos de
difraccedilatildeo O GSAS possui cinco funccedilotildees Nesse trabalho utilizou-se a funccedilatildeo
nuacutemero 4
Preparar e carregar os dados
Prepara para rodar os ciclos de refinamento
32
Concluiacutedo os processos descritos na Figura 12 inicia-se o refinamento dos paracircmetros
vale ressaltar que a utilizaccedilatildeo da funccedilatildeo perfil pseudo-Voigt de Thompson-Cox-Hasting
modificada embora seja mais interessante para refinamentos de estruturas ela pode apresentar
alguma complicaccedilatildeo devido agrave grande quantidade de paracircmetros altamente correlacionados (GU
GV GW GP LX) que tornam a convergecircncia um desafio agrave paciecircncia
Entretanto a sua aplicaccedilatildeo pode ser significativamente simplificada se um refinamento
preacutevio de uma amostra padratildeo for realizado e os paracircmetros instrumentais obtidos forem
usados como paracircmetros iniciais para o refinamento do material desejado [46]
Na Figura 13 apresenta-se um print da interface do EXPGUI Durante os procedimentos
de refinamento
Figura 13 Interface do EXPGUI para refinamento dos paracircmetros
Para refinamento dos paracircmetros o conhecimento da correlaccedilatildeo de cada fator torna mais
faacutecil o sucesso e a qualidade final do refinamento Escolhendo-se a funccedilatildeo de perfil 4 tem-se as
seguintes correlaccedilotildees mostradas na tabela 3
33
Tabela 3 Correlaccedilotildees e definiccedilotildees para as variaacuteveis envolvidas no refinamento pelo MR no EXPGUI
PARAcircMETRO CORRELACcedilAtildeO NO MODELO REFINADO
GV e GW Definem a largura da gaussiana relacionada ao alargamento instrumental
GU Define a largura da gaussiana relacionada agrave micro deformaccedilatildeo da rede
GP Define a largura da gaussiana relacionada ao tamanho de cristalito
LX Define a largura da lorentziana relacionada ao tamanho de cristalito
PTEC Avalia a anisotropia do tamanho de cristalito relacionada ao alargamento de
Lorentz
SHKL Define a micro deformaccedilatildeo da rede relacionada ao alargamento de Lorentz Seu
nuacutemero de termos depende da simetria de Laue
TRNS Descreve a profundidade de penetraccedilatildeo dos raios X em uma amostra
SHFT Determina o deslocamento em 2θ devido agrave posiccedilatildeo da amostra no porta amostra
SFEC Avalia a anisotropia quando haacute falhas de empilhamento da rede
ETA Eacute o termo de mistura entre as contribuiccedilotildees de Gauss e de Lorentz
SL e HL Satildeo termos de assimetria relacionados agrave divergecircncia axial
25 Calorimetria Diferencial de Varredura
A calorimetria diferencial de varredura (Differential Scanning Calorimetry- DSC) eacute um
meacutetodo de medida bem estabelecido e usado numa ampla escala em diferentes aacutereas de
pesquisa Com as medidas de DSC eacute possiacutevel investigar a evoluccedilatildeo teacutermica dos materiais e
tambeacutem avaliar grandezas como pureza capacidade teacutermica calor de transiccedilatildeo transiccedilotildees
viacutetreas relaxaccedilatildeo teacutermica [2]
O sistema DSC consiste na detecccedilatildeo de um sinal eleacutetrico gerado pela diferenccedila de
temperatura entre o material de referecircncia cujo comportamento com a temperatura eacute conhecido
e o material que estaacute sendo investigado (amostra) O DSC eacute um meacutetodo calorimeacutetrico no qual
satildeo medidas diferenccedilas de energia A Figura 14 ilustra a configuraccedilatildeo de um DSC
34
Figura 14 Ilustraccedilatildeo da configuraccedilatildeo de um DSC
As curvas construiacutedas com os dados DSC permitem identificar substacircncias construir
diagramas de fase aleacutem de determinar a fraccedilatildeo de cristalinidade dos materiais A amostra natildeo
inerte pode sofrer periodicamente fenocircmenos de absorccedilatildeo ou geraccedilatildeo de calor em funccedilatildeo do
tempo temperatura e posiccedilatildeo do meio Entre os processos de absorccedilatildeo de calor (endoteacutermicos)
pode-se destacar a fusatildeo a sublimaccedilatildeo a adsorccedilatildeo e entre os processos de geraccedilatildeo de calor
(exoteacutermicos) destacam-se a cristalizaccedilatildeo e a desorccedilatildeo
De acordo com o fenocircmeno ocorrido com a amostra no interior do equipamento a curva
gerada poderaacute apresentar picos endoteacutermicos ou exoteacutermicos a associaccedilatildeo dos dados com um
diagrama de fases um DRX ou outra teacutecnica poderaacute ser necessaacuterio para se extrair informaccedilotildees
consistentes A Figura 15 ilustra as possiacuteveis configuraccedilotildees encontradas em uma curva tiacutepica
de DSC
Figura 15 Representaccedilatildeo graacutefica dos padrotildees geneacutericos de picos apresentados no DSC
35
Dentre os possiacuteveis fenocircmenos apresentados por uma amostra em um DSC pode-se
obter picos exoteacutermicos ou endoteacutermicos Pode-se calcular a energia de ativaccedilatildeo (Ea) necessaacuteria
para promover a cristalizaccedilatildeo ou a nucleaccedilatildeo de uma fase Para tanto eacute necessaacuterio conhecer
valores de temperaturas de pico de cristalizaccedilatildeo (Tc) medidas para diferentes taxas de
aquecimento constantes (τ) e aplicar esses valores na equaccedilatildeo de Kissinger mostrada abaixo
[2]
119897119899 (τ
1198791198882) = minus
119864119886
119877119879119888+ 119888 (12)
onde R = 831 Jmol K eacute a constante molar dos gases e c eacute uma constante arbitraria
36
3 PROCEDIMENTOS EXPERIMENTAIS
31 Produccedilatildeo da Amostra
Para produccedilatildeo da amostra de Bi3Ni utilizou-se a formula AxBy onde x + y =100 e as
relaccedilotildees abaixo descritas as quais permitem encontrar os valores em fraccedilatildeo da massa de cada
componente
119872119879119900119905119886119897 = (119909
119909+119910) 119872119860 + (
119910
119909+119910) 119872119861
119876119860 = (119909
119909+119910)
119872119860
119872119879119874119879119860119871 e (13)
119876119861 = (119910
119909 + 119910)
119872119861
119872119879119874119879119860119871
onde MTotal = massa total a ser pesada MA = massa do elemento A (constante na Tabela
Perioacutedica) MB = massa do elemento B (constante na Tabela Perioacutedica) QA = fraccedilatildeo da massa
do elemento A a ser pesada e QB = fraccedilatildeo da massa do elemento B a ser pesada
Considerando-se as relaccedilotildees acima a amostra composta pelos elementos quiacutemicos
Niacutequel (Ni) e Bismuto (Bi) foi produzida com a massa total de 3 gramas sendo 026 gramas
de Ni (Alfa Aesar com 9995 de pureza e com tamanho de partiacutecula de minus100 mesh) e 274
gramas de Bi (Alfa Aesar com 9995 de pureza e com tamanho de partiacutecula de minus100 mesh)
Para pesagem foi utilizada a balanccedila eletrocircnica de alta precisatildeo (001mg) SHIMADZU modelo
(AUW220D)
32 Siacutentese Mecacircnica
Apoacutes a preparaccedilatildeo da amostra iniciou-se a fase da moagem mecacircnica Para tal utilizou-
se o moinho High Energy Ball Mill Emax da Retsch pertencente ao Laboratoacuterio de Siacutentese e
Caracterizaccedilatildeo de Nanomateriais (LSCN) do IFAM O moinho Emax combina vantagens de
diversos tipos de moinho tais como impacto de alta frequecircncia (moinho oscilante) atrito
37
intenso (moinho oscilante de discos) e movimentos rotativos controlados do vaso de moagem
(moinho de bolas planetaacuterio) o que proporciona um oacutetimo desempenho [55]
Na Figura 16 satildeo mostradas as imagens do moinho na imagem agrave esquerda observa-se a posiccedilatildeo
de fixaccedilatildeo dos dois jarros de moagem
Figura 16 Moinho High Energy Ball Mill Emax
Os suportes de cada vaso satildeo afixados sobre dois discos que giram no mesmo sentido
movendo assim os vasos por uma trajetoacuteria circular sem que estes modifiquem sua orientaccedilatildeo
A accedilatildeo combinada da geometria dos vasos e da mecacircnica do movimento gera um forte atrito
entre as bolas a amostra e as paredes do vaso bem como uma elevada aceleraccedilatildeo que lanccedila as
bolas com forte impacto contra a amostra junto agraves paredes do vaso Disso resulta uma melhor
mistura das partiacuteculas e uma menor granulometria final [55]
O moinho possui um sistema de resfriamento por aacutegua permitindo que a elevada
aplicaccedilatildeo de energia possa ser aproveitada com eficiecircncia no processo de moagem sem que a
amostra se superaqueccedila
A amostra foi colocada no jarro de moagem juntamente com 3 esferas de accedilo inoxidaacutevel
com massa total de 2092 g resultando numa BPR aproximada de 71 O jarro de moagem foi
levado a glove box onde foi realizado o vaacutecuo do ambiente com a posterior injeccedilatildeo de gaacutes
Argocircnio e a selagem do vaso de moagem Esse procedimento teve como objetivo evitar uma
possiacutevel oxidaccedilatildeo da amostra durante a moagem mecacircnica
38
Na Figura 17 eacute possiacutevel visualizar o jarro de moagem em dois momentos sendo o
primeiro entes do fechamento com as esferas e a amostra e posteriormente durante o processo
de fechamento dentro da glove box
Figura 17 Preparaccedilatildeo e selagem do vaso de moagem
O primeiro processo de moagem da mistura foi realizado durante uma hora Apoacutes esse
tempo o jarro foi aberto e feito uma Difraccedilatildeo de Raios X (DRX) da amostra Seguiu-se entatildeo
para selagem do vaso de moagem e preparaccedilatildeo para novo ciclo de moagem O intervalo de
moagem passou a ser de 3 horas sendo realizado em trecircs etapas de 1 hora entre cada etapa
houve um intervalo de 5 minutos para resfriamento da amostra realizadas sem abertura do jarro
de moagem
No procedimento foi utilizada a rotaccedilatildeo de 1000 rpm a temperatura do vaso variou de
27 degC agrave 39 degC no final da moagem Apoacutes as 3 horas de moagem o vaso foi aberto e realizou-se
um DRX da amostra Esse processo se repetiu por seis vezes tendo gerado intervalos de tempo
de1h 4hs 7hs 10hs 13hs 16hs e 19hs de moagem
O fim da moagem foi estabelecido com base na anaacutelise dos difratogramas da amostra e
da constataccedilatildeo de equiliacutebrio na evoluccedilatildeo ou formaccedilatildeo de novas fases
39
33 Difraccedilatildeo de Raios X
As medidas de DRX foram realizadas no Laboratoacuterio de Materiais (LabMat) da UFAM
utilizando um Difratocircmetro de Raio-X modelo Empyrean da PANalytical com radiaccedilatildeo CuKα1
de 1 5406 Aring e se dividiram em duas etapas
A primeira etapa foi realizada com os intervalos de 1h 4hs 7hs 10hs 13hs 16hs e 19
horas e teve como finalidade acompanhar a evoluccedilatildeo estrutural da amostra e confirmar a
formaccedilatildeo da fase uacutenica de Bi3Ni
A Figura 18 apresenta o porta amostra em duas etapas distintas a primeira com a
amostra sendo preparada adequadamente e na segunda pronta para a realizaccedilatildeo do DRX
Figura 18 Preparaccedilatildeo da amostra para realizaccedilatildeo de DRX
Os difratogramas experimentais gerados foram submetidos agrave identificaccedilatildeo das fases
cristalinas atraveacutes de comparaccedilotildees com padrotildees difratomeacutetricos disponibilizados no banco de
dados do Inorganic Crystal Structure Database ndash ICSD
Na Figura 19 apresenta-se o goniocircmetro difratocircmetro de raio-X modelo Empyrean da
PANalytical
40
Figura 19 Difratocircmetro de Raio-X modelo Empyrean da PANalytical
Os padrotildees usados de DRX foram os seguintes
Faixa de acircngulo 10 ndash 100deg
Velocidade de escaneamento 1deg min
Tempo aproximado de realizaccedilatildeo do difratograma 45 min
Tubo de raio-X de cobre (Cu)
Voltagem 40 kV
Corrente 30 mA
Divergecircncia de fenda 10 (deg)
Dispersatildeo de fenda 10 (deg)
A segunda etapa das medidas de DRX foi realizada com uso do forno e medidas in situ
tendo sido realizadas com a amostra moiacuteda por 19 horas nas temperaturas de 250 2500 3000 e
350 0C essas medidas tiveram a finalidade de acompanhar o comportamento estrutural em
funccedilatildeo da temperatura e estudar a estabilidade teacutermica da amostra Detalhes do forno estatildeo
ilustrados nas Figuras 20
41
Figura 20 Preparaccedilatildeo da amostra e porta amostra no forno do DRX
A primeira mediccedilatildeo foi realizada a temperatura de 25 oC seguindo-se de um
aquecimento a taxa de 10 oCmin ateacute atingir a temperatura de 250 oC apoacutes atingir a temperatura
procedeu-se uma execuccedilatildeo de uma isoteacutermica por 10 minutos antes da mediccedilatildeo in situ de DRX
O procedimento foi repetido para as temperaturas de 300 oC e 350 oC conforme pode-se
observar na rampa de aquecimento da Figura 21
Figura 21 Rampa de aquecimento para medidas in situ de DRX
34 Refinamento pelo Meacutetodo de Rietveld
Para realizaccedilatildeo dos refinamentos pelo MR desta dissertaccedilatildeo utilizou-se o programa
GSAS (General Structure Analysis System) e o EXPGUI [4748]
42
Para se descrever o formato dos picos de DRX utilizou-se a funccedilatildeo perfil pseudo-Voigt
de Thompson-Cox-Hasting modificada funccedilatildeo de perfil CW 4 no pacote GSAS que considera
o modelo anisotroacutepico de Stephens e efeitos de textura [4950]
Para o coeficiente de mistura (η) que determina as contribuiccedilotildees do alargamento
gaussiano (η = 0) e Lorentziano (η = 1) nas equaccedilotildees 5 e 6 foi utilizado neste trabalho o valor
de η = 075
Os coeficientes de alargamento instrumental V e W constantes na equaccedilatildeo 5 foram
previamente obtidos a partir do DRX de uma amostra padratildeo bem cristalizada e mantidos fixos
no refinamento dos dados experimentais
Para o caacutelculo do tamanho meacutedio de cristalito com o uso da equaccedilatildeo 7 utilizou-se o
valor de K = 091 e 120582=0154056 nm
O GSAS dispotildee de 8 tipos de funccedilotildees de background neste trabalho utilizou-se a funccedilatildeo
polinomial de Chebyshev o nuacutemero de termos variou tendo sido utilizados 20 termos na funccedilatildeo
polinomial para refinamentos com a presenccedila da fase amorfa e 6 termos apoacutes a cristalizaccedilatildeo da
fase amorfa
Para iniacutecio do refinamento no programa EXPGUI foi utilizado o diagrama de blocos da
Figura 12 e para o refinamento dos paracircmetros as correlaccedilotildees da tabela 3
35 Tratamento Teacutermico
Foi realizado um tratamento teacutermico na amostra moiacuteda por 19 horas com a finalidade
de promover o relaxamento dos defeitos e tensotildees causados durante a moagem mecacircnica e a
cristalizaccedilatildeo da fase amorfa presente A partir da temperatura ambiente 25 oC iniciou-se o
aquecimento a uma taxa de 10 oCmin A temperatura final foi de 800 oC seguindo-se do
desligamento do forno que se manteve fechado ateacute que a temperatura da amostra atingisse
25 oC Em seguida a amostra foi retirada do forno e foi realizado um DRX Utilizou-se um forno
tubular com tubo de quartzo e uma atmosfera com fluxo constante de gaacutes argocircnio ilustrado
na Figura 22
43
Figura 22 Forno utilizado para realizar o tratamento teacutermico
36 Calorimetria Diferencial de Varredura (DSC)
As medidas de DSC foram realizadas na amostra moiacuteda por 19 horas em uma ceacutelula
Netzsch modelo DSC 3500 Sirius pertencente ao Laboratoacuterio de Termo ciecircncias da UFAM
Para realizaccedilatildeo das medidas utilizou-se um fluxo de proteccedilatildeo de N2 a 50 mlmin com
temperatura inicial de 25 oC e temperatura final de 550 oC
Foram realizadas quatro medidas com as taxas de transferecircncia de calor de 25 oCmin
5 oCmin 10 oCmin e 20 oCmin Foram utilizados cadinhos (porta amostra) de alumiacutenio e a
massa meacutedia de 22 mg de amostra foi utilizada nos quatro experimentos
Na Figura 23 eacute mostrada a ceacutelula Netzsch modelo DSC 3500 Sirius onde foram
realizadas as medidas e os cadinhos sendo dois fechados e um com a amostra visiacutevel
Figura 23 Equipamento utilizado para realizar o DSC
44
4 RESULTADOS E DISCUSSOtildeES
41 Evoluccedilatildeo estrutural
A Figura 24 mostra a evoluccedilatildeo estrutural durante o processo de siacutentese conforme
descrito nos procedimentos experimentais Qualitativamente podemos ver nesta figura uma
modificaccedilatildeo gradativa dos padrotildees de difraccedilatildeo O pico mais intenso da amostra moiacuteda por 1
hora corresponde ao plano (1 0 -2) do Bi precursor
Acompanhando o comportamento deste plano em especiacutefico constata-se que entre a
primeira e a quarta hora o mesmo sofre apenas uma ligeira diminuiccedilatildeo Concomitantemente
com este decreacutescimo emergem pequenos novos picos em 2θ aproximadamente entre 28 e 35o
Com 7 horas de moagem os novos picos satildeo evidentes e foram identificados junto agrave base de
dados do ICSD como a estrutura desejada Bi3Ni grupo espacial Pnma (cartatildeo nuacutemero 391336)
Em 13 horas de moagem o pico do Bi atinge seu miacutenimo e segue estaacutevel ateacute 19 h de moagem
Dada a observaccedilatildeo da estabilizaccedilatildeo estrutural o processo foi interrompido Uma anaacutelise mais
detalhada dos difratogramas seraacute mostrada e discutida na sequecircncia
Figura 24 Padratildeo de difraccedilatildeo observado para amostra e Bi3Ni durante todo intervalo de moagem
10 20 30 40 50 60 70 80
19h
16h
1h
10h
1h
7h
4h
2(graus)
1h
13h
Inte
nsid
ade (
ua
)
45
Na Figura 25 mostramos a indexaccedilatildeo das fases na primeira hora de moagem onde foi
verificada o iniacutecio da nucleaccedilatildeo do Bi3Ni Tambeacutem eacute possiacutevel observar os picos do elemento
precursor minoritaacuterio no caso o Niacutequel (cartatildeo ICSD 64703)
Figura 25 Difratograma obtido apoacutes a primeira hora de moagem
Seguindo o processo de moagem conforme descrito nos procedimentos experimentais
a amostra foi moiacuteda por mais 3 horas totalizando 4 horas de moagem os difratogramas obtidos
satildeo apresentados nas Figuras 26 e 27 Nesta etapa jaacute natildeo eacute mais possiacutevel identificar a presenccedila
dos picos referentes ao niacutequel dessa forma somente satildeo observados os picos do bismuto e do
Bi3Ni Poreacutem como verificamos na Figura 24 a nucleaccedilatildeo da liga Bi3Ni continua ocorrendo
sistematicamente
Na Figura 26 mostramos uma comparaccedilatildeo do difratograma padratildeo de Bi3Ni (cartatildeo
nuacutemero 391336 do ICSD) com o difratograma da amostra moiacuteda por 4 horas plotados em
conjunto para destacar a nucleaccedilatildeo da fase de Bi3Ni
Na Figura 27 apresenta-se o resultado do refinamento pelo meacutetodo de Rietveld para as
4 horas de moagem Eacute possiacutevel verificar um bom acordo entre o padratildeo de DRX da amostra e
o padratildeo refinado por MR Os fatores de qualidade podem ser verificados na tabela 4 Neste
refinamento obtivemos uma fraccedilatildeo de fase equivalente a 67 de Bi e 33 de Bi3Ni
46
Figura 26 Difratograma da amostra moiacuteda durante 4 horas (curva com ruiacutedo) e o padratildeo idealizado
do Bi3Ni calculado a partir do arquivo CIF (cartatildeo ICSD no 391336)
Figura 27 Padratildeo observado no DRX (4horas) calculado e residual obtidos no refinamento pelo MR
10 20 30 40 50 60 70 80
23 24 25 26 27 28 29 30 31 32 33
Inte
nsid
ade (
ua
)
2(graus)
4 horas
CIF Bi3Ni
10 20 30 40 50 60 70 80
Experimental
Calculado
Residual
Inte
nsid
ade (
u a)
2 (graus)
4 horas
25 30 35 40 45
47
Em todas as etapas do processo de moagem foram obtidos refinamentos com iacutendices de
qualidade muito semelhantes Natildeo houve alteraccedilatildeo nos acircngulos da ceacutelula unitaacuteria do composto
de Bi3Ni que permanecerem com α= β= λ = 90o Os valores obtidos para os iacutendices de avaliaccedilatildeo
da qualidade e os paracircmetros de rede encontram-se na tabela 4
Tabela 4 Valores de Rwp e 1205362 obtidos nos refinamentos realizados durante o processo de moagem
mecacircnica para o Bi3Ni
Com os resultados obtidos nos refinamentos determinou-se as contribuiccedilotildees em
porcentagem de cada fase em funccedilatildeo do tempo de moagem Verifica-se que apoacutes a primeira
hora de moagem natildeo se identifica no difratograma a presenccedila de Ni entretanto a fase de Bi3Ni
continua nucleando indicando que ainda existe niacutequel disponiacutevel para a formaccedilatildeo desta fase
Pode-se conceber algumas hipoacuteteses para este fato A primeira refere-se agrave sensibilidade do
equipamento de DRX que natildeo identifica precisamente elementos com fraccedilatildeo de fase menor
que 10 Outa hipoacutetese provaacutevel pode ser atribuiacutea a uma adesatildeo do niacutequel nas paredes do jarro
de moagem ou nas esferas de accedilo tendo em vista sua ductilidade
Na Figura 28 foi plotado a fraccedilatildeo de cada uma das fases presentes no processo de
moagem em funccedilatildeo do tempo Fica evidente que apoacutes a primeira hora a fraccedilatildeo de fase do niacutequel
eacute zero mas continua ocorrendo a nucleaccedilatildeo do Bi3Ni que estabiliza em 13 horas
TEMPO DE MOAGEM RWP 1205362 PARAcircMETROS DE REDE DO BI3NI
a (Å) b (Å) c (Å) Volume (Å3)
4 HORAS 77 139 8890(9) 4102(1) 11502(1) 41949(6)
7 HORAS 70 137 8891(3) 4106(1) 11500(1) 41986(9)
10 HORAS 71 131 8888(1) 4104(8) 11495(1) 41939(5)
13 HORAS 65 124 8893(5) 4104(3) 11507(1) 42003(2)
16 HORAS 64 124 8888(7) 4102(9) 11499(9) 41940(1)
19 HORAS 63 123 8894(1) 4105(1) 11506(5) 42012(3)
48
Figura 28 Fraccedilatildeo das fases de Ni Bi e Bi3Ni em funccedilatildeo do tempo de moagem
Utilizando-se a equaccedilatildeo 7 com os dados obtidos no refinamento pelo MR calculou-se
o tamanho meacutedio dos cristalitos de Bi3Ni em funccedilatildeo do tempo de moagem Na Figura 29
apresenta-se em forma de um graacutefico os valores obtidos Observamos que entre a quarta e a
seacutetima hora haacute um aumento aproximado de 14 no tamanho meacutedio do cristalito pode-se
atribuir esse aumento a uma possiacutevel deformaccedilatildeo plaacutestica da amostra acarretando num
acreacutescimo da aacuterea de superfiacutecie o que aumentaria progressivamente a probabilidade de
soldagem a frio dessas partiacuteculas gerando assim um aumento do tamanho meacutedio do cristalito
Entre a seacutetima e a deacutecima hora de moagem ocorre uma reduccedilatildeo de 26 no tamanho do
cristalito maior valor percentual obtido entre intervalos de moagem Entre a deacutecima sexta e a
deacutecima nona hora haacute uma estabilizaccedilatildeo no processo de reduccedilatildeo do tamanho de cristalito
Obtivemos no final do processo uma reduccedilatildeo total de aproximadamente 59 o que representa
um tamanho meacutedio de cristalito na ordem de 2653 nm
Plota-se na Figura 29 um graacutefico com tamanho meacutedio de cristalito do composto Bi3Ni
em funccedilatildeo do tempo de moagem
0 5 10 15 20
0
20
40
60
80
100
Fra
ccedilao d
e fases (
)
Tempo de moagem ( horas)
Bi
Bi3Ni
Ni
49
Figura 29 Tamanho meacutedio de cristalito de Bi3Ni em funccedilatildeo do tempo de moagem
Natildeo houve formaccedilatildeo de novas fases ou aparentemente quaisquer outras alteraccedilotildees
significativas apoacutes a deacutecima terceira hora de moagem Os uacutenicos efeitos com a continuaccedilatildeo da
moagem foram a melhora da cristalizaccedilatildeo da fase de interesse e o aumento de intensidade do
perfil referente a fase amorfa Poreacutem o processo de moagem totalizou 19 horas a finalidade
deste intervalo apoacutes a estabilizaccedilatildeo de formaccedilatildeo da fase pretendida foi verificar a possibilidade
de oxidaccedilatildeo da amostra que ficou exposta ao ambiente durante a execuccedilatildeo do DRX
Observa-se nos difratogramas da Figura 24 a formaccedilatildeo de uma acentuada elevaccedilatildeo na
linha de base entre a faixa de 2θ que vai de aproximadamente 26deg a 36deg A forma ou perfil
dessa elevaccedilatildeo eacute um forte indicio do aparecimento de uma fase amorfa Para alcanccedilar bom
acordo nos refinamentos Rietveld foram necessaacuterios 20 termos na funccedilatildeo polinomial de
Chebyshev para descrever estas linhas de base (background)
Analisando-se portanto os difratogramas referentes agraves etapas de 10 13 16 e 19 horas
eacute possiacutevel identificar o crescimento dessa fase amorfa conforme mostramos na Figura 30
4 6 8 10 12 14 16 18 20
25
30
35
40
45
50
55
Ta
ma
nh
o m
eacuted
io d
e c
rista
lito
(n
m)
Tempo de moagem (horas)
50
Estas curvas satildeo particularmente interessantes uma vez que podemos avaliar as
distacircncias R entre os primeiros vizinhos da fase desordenada aplicando a equaccedilatildeo de Ehrenfest
que pode ser expressa como [56]
2Rsen(θ) = 123λ (14)
O maacuteximo destas curvas correspondem a 2θ ~29o o que nos leva a distacircncias aproximada
de 38 Aring Esta distacircncia natildeo fere nenhum viacutenculo de distancias entre os atamos para
Ni-Ni~248 Aring Ni-Bi~ 278 Aring Bi-Bi~308 Aring Bi-O~214 Aring
Figura 30 Comparaccedilatildeo das funccedilotildees de background para a amostra moiacuteda por 10 13 16 e 19 horas
Com objetivo de avaliar com mais detalhes a estrutura nanocristalina e amorfa
realizamos medidas de difraccedilatildeo com configuraccedilotildees que produzissem uma maior qualidade nos
dados obtidos utilizamos uma cacircmara com baixo vaacutecuo e aumentamos o tempo de aquisiccedilatildeo
dos dados
A Figura 31 mostra o padratildeo obtido para a amostra final moiacuteda por 19 horas
Destacamos a evidente fase amorfa que se forma
10 20 30 40 50 60 70 80
19 horas
16 horas
13 horas
10 horas
Inte
nsid
ade (
u a)
2 (graus)
51
Figura 31 Formaccedilatildeo da fase amorfa na amostra de Bi3Ni apoacutes 19 horas de moagem
Comparando o padratildeo de DRX obtido para amostra moiacuteda por 19 horas com o
difratograma padratildeo de Bi3Ni (cartatildeo nuacutemero 391336 do ICSD) pode-se constatar a
equivalecircncia dos picos conforme apresentada Figura 32
Com os difratogramas de maior resoluccedilatildeo verificamos a presenccedila embora em uma
pequena fraccedilatildeo de Bi (ICSD no 64703) Assim como uma ligeira sugestatildeo da existecircncia de
Bi2O3 (ICSD no 41764) vislumbra-se essa fase em virtude da possiacutevel oxidaccedilatildeo da amostra
devido as sucessivas aberturas do jarro de moagem para realizaccedilatildeo do DRX entretanto
diferentemente do que se percebe para o bismuto natildeo haacute nenhum pico referente ao oxido de
bismuto
Na posiccedilatildeo de 2θ~27o existe um pico caracteriacutestico do Bi2O3 entretanto mesmo com a
melhor resoluccedilatildeo do DRX natildeo eacute possiacutevel distinguir claramente a fase do oxido de bismuto
assim durante o processo de refinamento pelo MR natildeo foi adicionada a fase relativa ao oxido
O refinamento pelo meacutetodo de Rietveld referente a amostra moiacuteda por 19h encontra-se
na Figura 33 percebe-se a boa concordacircncia obtida para a fase de interesse Bi3Ni e a fase
20 30 40 50 60 70 80
Bi
Inte
nsid
ade (
u a)
2 (graus)
Bi
20 25 30 35 40 45
52
amorfa O asterisco indicando o pico principal do Bi salienta que essa fase por contribuir
modestamente em um difratograma tatildeo complexo natildeo eacute bem ajustada
Figura 32 Difratograma da amostra moiacuteda 19h em conjunto com os CIFs de o Bi3Ni Bi e Bi2O3
Figura 33 Difratograma da amostra moiacuteda 19h e refinada por meacutetodo de Rietveld partindo dos CIFs
do Bi3Ni Bi
20 30 40 50 60 70 80
19 horas
Bi3Ni
Bi
Bi2O
3
In
tensid
ade (
u a)
2 (graus)
25 30 35 40
20 30 40 50 60 70 80
Experimental (19h)
Calculado
Residual
Inte
nsid
ade (
u a)
2 (graus)
20 25 30 35 40 45 50
53
Os trabalhos cientiacuteficos que versam sobre a produccedilatildeo e a caracterizaccedilatildeo do composto
Bi3Ni descrevem que a siacutentese pode ser realizada por vaacuterios mecanismos normalmente as
metodologias mais usadas para obtenccedilatildeo envolvem os processos em meio quiacutemico a
eletrodeposiccedilatildeo e a solidificaccedilatildeo raacutepida Em alguns casos utilizou-se longos processos teacutermicos
que envolvem a permanecircncia da amostra num forno de resistecircncia a 1100 degC durante 3 dias
[13] ou processos de sinterizaccedilatildeo com recozimento a vaacutecuo a temperatura de 1000 degC por 24
horas [15] Relata-se tambeacutem que conforme ocorreu neste trabalho algumas amostras
apresentam pequenos traccedilos de Bi em sua composiccedilatildeo final [13]
Dessa forma o primeiro desafio desse trabalho foi produzir uma fase uacutenica de Bi3Ni por
meio da moagem mecacircnica entretanto verificou-se no resultado obtido no DRX e no
refinamento pelo MR que a fase de Bi3Ni embora apresente uma fraccedilatildeo de 999 ainda possui
leves traccedilos do pico mais intenso de bismuto (indicado por um asterisco na Figura 33) Uma
proposta futura seria portanto acrescentar uma pequena quantidade de Ni para interagir com
esse Bi remanescente
42 Medidas de DRX in situ
Com o objetivo de estudar a estabilidade teacutermica e acompanhar a evoluccedilatildeo estrutural da
amostra em funccedilatildeo da temperatura foram realizadas medidas de DRX in situ conforme
descrito nos procedimentos experimentais A Figura 34 apresenta os quatro difratogramas
obtidos
A temperatura de 25 oC observa-se uma fase uacutenica do composto Bi3Ni (com jaacute
mencionado anteriormente a amostra possui uma leve indicaccedilatildeo da presenccedila de bismuto) que
possui estrutura ortorrocircmbica e grupo espacial Pnma eacute a mesma apresentada na Figura 32
A medida que aumentamos a temperatura conforme descrito na seccedilatildeo 3 Figura 21
inicia-se uma transformaccedilatildeo do composto inicial para o crescimento da fase tetragonal de Bi2O3
(ICSD no 41764) e da fase precursora de Bi Essa alteraccedilatildeo na composiccedilatildeo da amostra ocorre
em virtude da degradaccedilatildeo da fase Bi3Ni que conforme eleva-se a temperatura tem sua fraccedilatildeo
diminuiacuteda conforme verifica-se na Figura 36 Embora as medidas in situ terem sido feitas em
baixo vaacutecuo natildeo foi impedido o crescimento do Bi2O3
54
Na Figura 34 encontram-se plotados os DRX referentes as medidas realizadas em 25o
250o 300o e 350 oC as curvas foram deslocadas verticalmente para melhor comparaccedilatildeo
Figura 34 Padratildeo observado nos DRX da amostra submetida a aquecimento
A temperatura de 250 oC temos a ocorrecircncia de trecircs fases Bi3Ni Bi2O3 e Bi
O refinamento estrutural pelo meacutetodo de Rietveld estaacute mostrado na Figura 35 Mesmo tratando-
se de uma amostra com um elevado nuacutemeros de pico aleacutem da presenccedila de uma fase amorfa o
acordo entre o experimental e o calculado eacute notaacutevel Os valores dos iacutendices de avaliaccedilatildeo da
qualidade do refinamento referentes as quatro medidas realizadas encontram-se na tabela 5
20 30 40 50 60 70 80
350 0C
300 0C
250 0C
Inte
nsid
ade (
ua
)
2 (graus)
25 0C
55
Figura 35 Padratildeo obtidos no refinamento pelo MR para amostra aquecida a 250 0C
Tabela 5 Valores de Chi2 e de Rwp obtidos nos refinamentos realizados durante o processo de
aquecimento
A temperatura de 300 oC comeccedila a formaccedilatildeo da uma nova fase cubica de grupo espacial
I23 o Bi12NiO19 em detrimento da diminuiccedilatildeo da fase de Bi3Ni Aleacutem do aumento da fraccedilatildeo
da fase de Bi2O3
Temperatura de realizaccedilatildeo da medida Rwp 1205362
25 0C 69 23
250 0C 83 18
300 0C 98 26
350 0C 99 25
10 20 30 40 50 60 70 80
Inte
nsid
ade (
ua
)
2 (graus)
Experimental
Calculado
Residual
250 0C
25 30 35 40
56
O uacuteltimo DRX foi realizado a 350 oC a principal alteraccedilatildeo dessa medida refere-se ao
fato da inexistecircncia de picos referentes agrave fase Bi3Ni A fase majoritaacuteria torna-se agora a fase
referente ao Bi e a fase Bi12NiO19 (indexado na base de dados PDF2 mas natildeo na base de dados
ICSD) permanece estaacutevel isto eacute sem alteraccedilotildees significativas em sua fraccedilatildeo O fato de estarem
presentes picos referentes ao Bi mesmo apoacutes termos ultrapassado a temperatura de fusatildeo pode
ser explicado levando-se em consideraccedilatildeo a baixa condutividade teacutermica do bismuto aliado ao
excesso de defeitos produzidos na moagem assim natildeo obteve-se a fusatildeo do elemento
Utilizamos os dados obtidos nos refinamentos para plotar o graacutefico exposto na Figura
36 onde eacute possiacutevel observar a fraccedilatildeo de cada fase em funccedilatildeo da temperatura de execuccedilatildeo do
DRX Percebe-se a raacutepida decomposiccedilatildeo da fase de Bi3Ni que entre 250 oC e 350 oC apresenta
uma reduccedilatildeo percentual de aproximadamente 88 concomitantemente ao crescimento
percentual da fase de Bi
Figura 36 Fraccedilotildees de fase em funccedilatildeo da temperatura de realizaccedilatildeo do DRX in situ
O DRX realizado na amostra a 350 oC eacute mostrado na Figura 37 em conjunto aos CIFs
das fases constituintes Para a fase Bi12NiO19 natildeo foi encontrado o CIF no banco de dados do
Inorganic Crystal Structure Database (ICSD) Para refinar utilizando o meacutetodo de Rietveld
partimos do protoacutetipo estrutural de Bi26-x Mx O40-y (M = Mg Al Co Ni) O CIF desta fase
25 75 125 175 225 275 325 375
0
20
40
60
80
100
Fra
ccedilao d
e F
ases (
)
Temperatura (0C)
Bi3Ni
Bi2O
3
Bi
Bi12
NiO19
57
resultante estaacute mostrado em vermelho na Figura 37 e uma representaccedilatildeo da ceacutelula unitaacuteria na
Figura 38 os aacutetomos de oxigecircnio estatildeo representados na cor vermelha e o niacutequel em verde
Figura 37 Padratildeo observado no DRX da amostra em 350 oC em comparaccedilatildeo com o CIF das fases
constituintes
Figura 38 Projeccedilatildeo do eixo a e em perspectiva do Bi12NiO19
10 20 30 40 50 60 70 80
Inte
nsid
ade (
ua
)
2(graus)
350 graus
Bi2O
3
Bi
Bi12
NiO19
20 25 30 35 40 45 50 55
58
O refinamento estrutural utilizando estas fases estaacute mostrado na Figura 39 e os valores
referentes aos paracircmetros de rede obtidos para o refinamento da fase Bi12NiO19 constam na
tabela 6
Figura 39 Padratildeo obtidos no refinamento pelo MR para amostra aquecida a 350 0C
Tabela 6 Paracircmetros da ceacutelula unitaacuteria da estrutura Bi12NiO19
A Figura 40 conteacutem as fotografias retiradas do forno do difratocircmetro antes e apoacutes a
realizaccedilatildeo da medida Eacute possiacutevel verificar que a amostra devido a dilataccedilatildeo volumeacutetrica e a
fusatildeo do bismuto transborda o porta amostra
Paracircmetros de Rede a = b=c=10258(8) Aring
Acircngulos α = β = γ = 900
Volume da ceacutelula 107966(2) Aring3
Grupo de simetria Cuacutebico
Grupo espacial I23
10 20 30 40 50 60 70 80
Inte
nsid
ade (
ua
)
2 (graus)
Calculado
Experimental
Residual
350 0C
20 25 30 35 40 45
59
Figura 40 Fotografia do forno do DRX antes a apoacutes a realizaccedilatildeo das medidas
43 Calorimetria Diferencial de Varredura (DSC)
Com a finalidade de estudar e melhor entender a evoluccedilatildeo estrutural da amostra
observada nas medidas in situ realizou-se medidas DSC conforme descrito nos procedimentos
experimentais a temperatura final foi de 550 oC
Na Figura 41 mostramos as medidas DSC feitas em diferentes taxas de aquecimento
realizadas na amostra moiacuteda por 19 horas Em todas as 4 medidas vemos comportamentos
exoteacutermicos e endoteacutermicos Os picos endoteacutermicos ocorreram a uma temperatura aproximada
de 270 0C temperatura essa equivalente ao ponto de fusatildeo do bismuto e foram atribuiacutedos a
fusatildeo do Bi ocorrida em duas etapas
Comparando-se os resultados obtidos nas medidas in situ onde observamos a nucleaccedilatildeo
de uma nova fase a partir da temperatura de 250 oC com os resultados obtidos no DSC podemos
concluir que o pico exoteacutermico presente no termograma corresponde agrave nucleaccedilatildeo da fase de
Bi2O3
Com a finalidade de calcular a energia de ativaccedilatildeo (Ea) necessaacuteria para promover essa
nucleaccedilatildeo aplicamos a metodologia proposta por Kissinger [2] Conforme indicado na Figura
41 as 4 medidas foram feitas com taxas de aquecimento de 25 5 10 e 20 oCmin
60
A Figura 42 mostra em detalhes a Figura 41 onde vemos os valores das temperaturas
de pico de cristalizaccedilatildeo (Tc) e as referidas taxas de aquecimento (120591) Como era esperado a
medida que a taxa de aquecimento aumenta a temperatura de pico tambem aumenta
Figura 41 Termograma DSC plotados em conjunto para os diferentes fluxos de calor
Figura 42 Espectros DSC com as temperaturas de pico e suas respectivas taxas de aquecimento
100 150 200 250 300 350 400 450 500 550
250Cmin
50Cmin
100Cmin
fluxo d
e c
alo
r (u
a)
Temperatura (0C)
200Cmin
exo
230 235 240 245 250 255 260 265 270 275 280 285
250Cmin
50Cmin
100Cmin
fluxo d
e c
alo
r (u
a )
Temperatura (0C)
242 0C
252 0C
266 0C
278 0C
200Cmin
exo
61
Com os dados fornecidos na Figura 42 pode-se calcular a energia de ativaccedilatildeo referente
a nucleaccedilatildeo da fase de Bi2O3 Plotando-se um graacutefico linear de ln(120591
1198791198882) versus
1
119879119888 onde o
coeficiente angular eacute (minus119864119886
119877) obteacutem-se a energia de ativaccedilatildeo A Figura 43 apresenta a
linearizaccedilatildeo da equaccedilatildeo 16 de onde se obteacutem a energia de ativaccedilatildeo do processo de nucleaccedilatildeo
do Bi2O3
Figura 43 Graacutefico linear do ln(120591
1198791198882) versus
1
119879119888
Logo considerando as relaccedilotildees anteriormente definidas eacute possiacutevel calcular a energia de
ativaccedilatildeo uma vez que m = (minus119864119886
119877) e R = 831 jmol K Desse modo a energia de ativaccedilatildeo
necessaacuteria para promover a nucleaccedilatildeo da fase Bi2O3 eacute de 12465 kJmol
A metodologia proposta permitiria tambeacutem calcular a energia de ativaccedilatildeo necessaacuteria
para cristalizar a fase amorfa as medidas de DSC foram planejadas ateacute a temperatura de
550 oC devido a limitaccedilotildees do equipamento poreacutem como fica evidente na Figura 41 natildeo se
observa nenhum pico exoteacutermico apoacutes os 350 oC que se possa estar associado a cristalizaccedilatildeo da
fase amorfa O pico exoteacutermico existente como jaacute mencionado ocorreu a uma temperatura que
variou de 242 0C agrave 278 0C e refere-se agrave nucleaccedilatildeo de fase
182 184 186 188 190 192 194
-115
-110
-105
-100
-95
ln (
T2 c)
1Tc (10
-3 k
-1)
62
44 Tratamento teacutermico
Apoacutes a realizaccedilatildeo das medidas de DRX in situ e das medidas de DSC a fase amorfa
ainda se encontrava presente assim foi realizado um tratamento teacutermico com a finalidade de
promover a cristalizaccedilatildeo da fase amorfa presente
O tratamento teacutermico foi realizado a uma taxa constante de 10 0Cmim ateacute a temperatura
de 800 0C com a atmosfera protegida por gaacutes argocircnio Na Figura 44 apresenta-se o difratograma
da amostra realizado apoacutes o do tratamento teacutermico vemos no detalhe que a acentuada elevaccedilatildeo
na linha de base entre a faixa de 2θ que vai de aproximadamente 26deg agrave 36deg e que corresponde
a fase amorfa desapareceu completamente
Figura 44 Difratograma da amostra apoacutes tratamento teacutermico
Para a amostra tratada termicamente foram identificadas trecircs fases similar ao observado
nas medias in situ a 350 oC foram identificadas a fase cuacutebica Bi12NiO19 a fase tetragonal de
Bi2O3 (ICSD no 41764) e a fase romboeacutedrica de Bismuto (ICSD no 64703) Na Figura 45
apresentamos o padratildeo observado plotado juntamente com o CIF das 3 fases identificadas
10 20 30 40 50 60 70 80
Inte
nsid
ad
e (
ua
)
2 (graus)
Pos Tratamento Teacutermico
20 25 30 35 40 45 50 55 60
63
Figura 45 Difratograma da amostra apoacutes tratamento teacutermico em conjunto com os CIFs de Bi Bi2O3 e
Bi12NiO19
Pode-se verificar no padratildeo do difratograma da Figura 45 que pelo formato da linha de
base obtida ocorreu a cristalizaccedilatildeo da fase amorfa e as fases identificadas correspondem aos
picos presentes no DRX da amostra
O refinamento realizado pelo MR confirmou a identificaccedilatildeo das fases contidas na
amostra no sentido da exata correspondecircncia entre os picos obtidos nos padrotildees calculados e
observados As fraccedilotildees das fases da amostra que sofreu tratamento teacutermico em comparaccedilatildeo com
as fraccedilotildees obtidas no DRX in situ estatildeo apresentados na tabela 7
Tabela 7 Fraccedilotildees das fases apoacutes tratamento teacutermico e DRX in situ a 350 oC
Fraccedilatildeo das fases Tratamento Teacutermico DRX in situ a 350 oC
Bi12NiO19 90 137
Bi2O3 89 20
Bi 11 663
10 20 30 40 50 60 70 80
Inte
nsid
ade (
ua
)
2 (graus)
Observado
Bi
Bi2O
3
Bi12
NiO19
25 30 35 40 45 50 55
64
O aumento da temperatura propicia a nucleaccedilatildeo das fases de Bi2O3 e Bi12NiO19 em
detrimento da diminuiccedilatildeo da fase Bi3Ni
O refinamento pelo meacutetodo de Rietveld para amostra que sofreu tratamento teacutermico
apresentou uma boa concordacircncia para os perfis calculado e experimental Nesse refinamento
foi utilizado o CIF modificado de Bi12NiO19 Na Figura 46 temos o padratildeo experimental e o
calculado obtidos no refinamento pelo MR
Figura 46 Padratildeo observado e experimental refinado pelo MR para amostra tratada termicamente
Compara-se na Figura 47 os difratogramas obtidos para amostra tratada termicamente e
para o DRX in situ a temperatura de 350 oC eacute possiacutevel identificar a correspondecircncia entre os
picos entretanto eacute notaacutevel a diferenccedila na linha de base do difratograma referente ao DRX in
situ contra o DRX da amostra submetida a tratamento teacutermico Pode-se concluir que para
ocorrer a cristalizaccedilatildeo da fase amorfa eacute necessaacuterio que a temperatura do tratamento teacutermico seja
superior a 550 0C
10 20 30 40 50 60 70 80
Inte
nsid
ade (
ua
)
2 (graus)
Calculado
Experimental
Residual
Pos Tratamento Teacutermico
65
Outro fenocircmeno perceptiacutevel eacute o deslocamento em 2θ da posiccedilatildeo dos picos O
difratograma da amostra que foi ao forno do DRX tem a posiccedilatildeo dos seus picos deslocados para
direita em comparaccedilatildeo ao observado no CIF do Bi12NiO19 e no DRX da amostra que passou
por tratamento teacutermico Podemos associar esse deslocamento a contraccedilatildeo do volume da ceacutelula
unitaacuteria Considerando o valor padratildeo do volume do composto Bi12NiO19 constante na tabela
5 ocorreu uma reduccedilatildeo de volume de aproximadamente 155 para amostra tratada
termicamente e uma variaccedilatildeo positiva de 005 para amostra do DRX in situ Na Figura 47
plotamos juntos os difratogramas da amostra tratada termicamente da amostra que realizou a
medida in situ a 350 0C e o CIF do Bi12NiO19
Figura 47 Difratogramas das amostras apoacutes tratamento teacutermico e DRX in situ em conjunto com o
CIF do Bi12NiO19
O tratamento teacutermico realizado produziu o resultado esperado cristalizando a fase
amorfa As fases presentes na amostra apoacutes a realizaccedilatildeo do tratamento estatildeo em conformidade
agraves encontradas nas medidas de DRX in situ
20 30 40 50 60 70 80
Bi
Inte
nsid
ade (
u a)
2 (graus)
Bi
20 25 30 35 40 45
66
5 CONCLUSAtildeO
A sintetizaccedilatildeo do composto nanoestruturado de Bi3Ni foi realizado de modo eficiente
apoacutes 13 horas de moagem mecacircnica
As medidas de difraccedilatildeo de Raio X possibilitaram acompanhar a evoluccedilatildeo estrutural e a
nucleaccedilatildeo da fase de Bi3Ni O refinamento realizado pelo Meacutetodo de Rietveld proporcionou a
quantificaccedilatildeo dos paracircmetros cristalograacuteficos tais como paracircmetros de rede volume da ceacutelula
unitaacuteria fraccedilatildeo das fases presentes e tamanho de cristalito Os fatores de qualidade e
convergecircncia alcanccedilaram valores satisfatoacuterios correspondendo a exata simulaccedilatildeo do padratildeo
observado
A anaacutelise teacutermica realizada por meio das medidas de DRX in situ permitiu o estudo da
estabilidade teacutermica e o acompanhamento da evoluccedilatildeo estrutural da amostra em funccedilatildeo da
temperatura Foi possiacutevel identificar duas novas fases presentes o Bi2O3 e Bi12NiO19 nucleadas
agraves custas da fase de Bi3Ni Na temperatura de 350 oC a amostra eacute composta das fases Bi12NiO19
Bi2O3 e Bi
As medidas de DSC realizadas ateacute a temperatura de 550 oC e com quatro diferentes
taxas de aquecimento foram utilizadas para se calcular com o uso da equaccedilatildeo de Kissinger a
energia de ativaccedilatildeo (Ea) necessaacuteria para promover a nucleaccedilatildeo do composto Bi12NiO19 que eacute de
12465 kJmol
O tratamento teacutermico no forno ateacute 800 oC promoveu o relaxamento dos defeitos e
tensotildees causadas durante a moagem mecacircnica e a cristalizaccedilatildeo da fase amorfa natildeo sendo mais
possiacutevel identificar no DRX realizado o perfil referente a essa fase Identificou-se novamente a
fase Bi12NiO19 aleacutem da ocorrecircncia das fases de Bi2O3 e Bi jaacute identificadas nas medidas de
DRX in situ confirmando a consistecircncia dos resultados obtidos por dois ensaios diferentes
Pocircde-se verificar o mesmo fenocircmeno em todos os ensaios que envolveram o
aquecimento da amostra Ao aquecer-se o Bi3Ni ocorre um processo de oxidaccedilatildeo que resulta
na formaccedilatildeo da fase de Bi2O3 e a fase de Bi12NiO19 todas associadas ao consumo de Bi da fase
Bi3Ni
Para realizaccedilatildeo de estudos futuros com o intuito de se obter a fase uacutenica de Bi3Ni
pode-se alterar ligeiramente as massas dos produtos com a adiccedilatildeo de um pouco de niacutequel
67
Pode-se melhorar o controle das condiccedilotildees de realizaccedilatildeo dos tratamentos teacutermicos com o
intuito de se evitar a oxidaccedilatildeo A realizaccedilatildeo de medidas de DSC ateacute a temperatura de 800 0C
poderaacute revelar picos exoteacutermicos e propiciar condiccedilotildees para se calcular a energia necessaacuteria
para promover a cristalizaccedilatildeo da fase amorfa
68
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3
RESUMO
A partir da mistura dos poacutes elementares de bismuto (Bi) e niacutequel (Ni) foi produzido o
composto nanoestruturado de Bi3Ni utilizando a teacutecnica de Siacutentese Mecacircnica As propriedades
estruturais da amostra foram investigadas por difraccedilatildeo de raios X combinado com o meacutetodo de
Rietveld Com o objetivo de estudar a estabilidade teacutermica e acompanhar o comportamento
estrutural da amostra em funccedilatildeo da temperatura foram realizadas medidas de DRX in situ
aleacutem de medidas de calorimetria diferencial de varredura ndash DSC O processo de moagem
totalizou 19 horas apoacutes a deacutecima terceira hora de moagem natildeo haacute ocorrecircncia de novas fases
apenas ocorreu uma melhora da taxa de cristalizaccedilatildeo e uma diminuiccedilatildeo do tamanho de cristalito
Encontra-se presente um pico alargado A forma perfil dessa elevaccedilatildeo eacute um forte indicio do
aparecimento de uma fase amorfa Os resultados do DSC em conjunto com DRX revelam a
dinacircmica de nucleaccedilatildeo e transformaccedilatildeo de novas fases como o Bi12NiO19 e o Bi2O3 que passam
a se formar agrave medida que a amostra eacute aquecida Com a utilizaccedilatildeo da equaccedilatildeo de Kissinger foi
possiacutevel calcular a energia necessaacuteria para nucleaccedilatildeo desta nova fase Realizou-se um
tratamento teacutermico com a finalidade de promover a cristalizaccedilatildeo da fase amorfa presente bem
como de estudar a evoluccedilatildeo estrutural do composto em funccedilatildeo da temperatura O meio utilizado
para sintetizaccedilatildeo da liga Bi3Ni mostrou-se eficiente e as anaacutelises estruturais e teacutermicas utilizadas
nesse trabalho demonstram a concordacircncia e a consistecircncia dos resultados obtidos e dos
objetivos propostos
Palavras-chave Difraccedilatildeo raios X (DRX) siacutentese mecacircnica Meacutetodo de Rietveld
4
ABSTRACT
From the mixture of the elementary powders of bismuth (Bi) and nickel (Ni) the
nanostructured compound of Bi3Ni was produced using the Mechanical Synthesis technique
The structural properties of the sample were investigated by X-ray diffraction combined with
the Rietveld method In order to study the thermal stability and to follow the structural behavior
of the sample as a function of temperature XRD measurements were performed in situ in
addition to differential scanning calorimetry (DSC) measurements The milling process totaled
19 hours after the thirteenth hour of milling there was no occurrence of new phases only an
improvement of the crystallization rate and a decrease of the crystallite size occurred An
enlarged peak is present the shape and profile of this elevation is a strong indication of the
appearance of an amorphous phase The results of the DSC together with XRD clarify the
dynamics of nucleation and transformation of new phases such as Bi12NiO19 and Bi2O3 which
starts to form as the sample is heated With the use of the Kissinger equation it was possible to
calculate the energy required for nucleation of this new phase A thermal treatment was carried
out in order to promote the crystallization of the present amorphous phase as well as to study
the structural evolution of the compound as a function of temperature The medium used to
synthesize the Bi3Ni alloy proved to be efficient and the structural and thermal analyzes used
in this work demonstrate the consistency and consistency of the results obtained and the
proposed objectives
Keywords Diffraction X-rays (DRX) mechanical synthesis Method of Rietveld
5
LISTA DE FIGURAS
Figura 1 Projeccedilatildeo dos eixos a b c e em perspectiva respectivamente do Bi (ICSD 64703) 10
Figura 2 Projeccedilatildeo do eixo a e em perspectiva respectivamente do Ni (ICSD 41508) 10
Figura 3 Projeccedilatildeo dos eixos a b e c do composto Bi3Ni (ICSD 391336) 12
Figura 4 Representaccedilatildeo em perspectiva do arranjo octaeacutedrico da cadeia de Bi3Ni (ICSD 391336) 12
Figura 5 Diagrama de Fases Bi-Ni e entalpia de formaccedilatildeo do Bi3Ni e BiNi 14
Figura 6 As 14 redes de Bravais 16
Figura 7 Representaccedilatildeo das fases presentes no processo de SM 18
Figura 8 Modelo de um material nanomeacutetrico Os ciacuterculos pretos e brancos representam
respectivamente a componente cristalina e a interfacial 19
Figura 9 Representaccedilatildeo geomeacutetrica da Lei de Bragg 22
Figura 10 Padratildeo de difraccedilatildeo para Cristal perfeito cristal real e liquido ou amorfo
respectivamente 24
Figura 11 Representaccedilatildeo esquemaacutetica de um difratocircmetro 25
Figura 12 Diagrama de blocos com ordem dos procedimentos para iniacutecio do refinamento no
EXPGUI 31
Figura 13 Interface do EXPGUI para refinamento dos paracircmetros 32
Figura 14 Ilustraccedilatildeo da configuraccedilatildeo de um DSC e do fluxo de calor 34
Figura 15 Representaccedilatildeo graacutefica dos padrotildees geneacutericos de picos apresentados no DSC 34
Figura 16 Moinho High Energy Ball Mill Emax 37
Figura 17 Preparaccedilatildeo e selagem do vaso de moagem 38
Figura 18 Preparaccedilatildeo da amostra para realizaccedilatildeo de DRX 39
Figura 19 Difratocircmetro de Raio-X modelo Empyrean da PANalytical 40
Figura 20 Preparaccedilatildeo da amostra e porta amostra no forno do DRX 41
Figura 21 Rampa de aquecimento para medidas in situ de DRX 41
Figura 22 Forno utilizado para realizar o tratamento teacutermico 43
Figura 23 Equipamento utilizado para realizar o DSC 43
Figura 24 Padratildeo de difraccedilatildeo observado para amostra e Bi3Ni durante todo intervalo de moagem 44
Figura 25 Difratograma obtido apoacutes a primeira hora de moagem 45
6
Figura 26 Difratograma da amostra moiacuteda durante 4 horas (curva com ruiacutedo) e o padratildeo
idealizado do Bi3Ni calculado a partir do arquivo CIF (cartatildeo ICSD no 391336) 46
Figura 27 Padratildeo observado no DRX (4horas) calculado e residual obtidos no refinamento
pelo MR 46
Figura 28 Fraccedilatildeo das fases de Ni Bi e Bi3Ni em funccedilatildeo do tempo de moagem 48
Figura 29 Tamanho meacutedio de cristalito de Bi3Ni em funccedilatildeo do tempo de moagem 49
Figura 30 Comparaccedilatildeo das funccedilotildees de background para a amostra moiacuteda por 10 13 16 e
19 horas 50
Figura 31 Formaccedilatildeo da fase amorfa na amostra de Bi3Ni apoacutes 19 horas de moagem 51
Figura 32 Difratograma da amostra moiacuteda 19h em conjunto com os CIFs de o Bi3Ni Bi e Bi2O3 52
Figura 33 Difratograma da amostra moiacuteda 19h e refinada por meacutetodo de Rietveld partindo dos
CIFs do Bi3Ni Bi e Bi2O3 52
Figura 34 Padratildeo observado nos DRX da amostra submetida a aquecimento 54
Figura 35 Padratildeo obtidos no refinamento pelo MR para amostra aquecida a 250 0C 55
Figura 36 Fraccedilotildees de fase em funccedilatildeo da temperatura de realizaccedilatildeo do DRX in situ 56
Figura 37 Padratildeo observado no DRX da amostra em 350 oC em comparaccedilatildeo com o CIF das fases
constituintes 57
Figura 38 Projeccedilatildeo do eixo a e em perspectiva do Bi12NiO19 57
Figura 39 Padratildeo obtidos no refinamento pelo MR para amostra aquecida a 350 0C 58
Figura 40 Fotografia do forno do DRX antes a apoacutes a realizaccedilatildeo das medidas 59
Figura 41 Termograma DSC plotados em conjunto para os diferentes fluxos de calor 60
Figura 42 Espectros DSC com as temperaturas de pico e suas respectivas taxas de aquecimento 60
Figura 43 Graacutefico linear do ln1205911198791198882 versus 1119879119888 61
Figura 44 Difratograma da amostra apoacutes tratamento teacutermico 62
Figura 45 Difratograma da amostra apoacutes tratamento teacutermico em conjunto com os CIFs de Bi
Bi2O3 e Bi12NiO19 63
Figura 46 Padratildeo observado e experimental refinado pelo MR para amostra tratada termicamente 64
Figura 47 Difratogramas das amostras apoacutes tratamento teacutermico e DRX in situ em conjunto
com o CIF do Bi12NiO19 65
7
LISTA DE TABELAS
Tabela 1 Principais variaacuteveis envolvidas no processo de siacutentese mecacircnica 21
Tabela 2 Relaccedilatildeo entre os fatores instrumentais e os efeitos sobre os picos de DRX 26
Tabela 3 Correlaccedilotildees e definiccedilotildees para as variaacuteveis envolvidas no refinamento pelo
MR no EXPGUI 33
Tabela 4 Valores de Rwp e 1205362 obtidos nos refinamentos realizados durante o processo de
moagem mecacircnica 47
Tabela 5 Valores de Chi2 e de Rwp obtidos nos refinamentos realizados durante o
processo de aquecimento 55
Tabela 6 Paracircmetros da ceacutelula unitaacuteria da estrutura Bi12NiO19 58
Tabela 7 Fraccedilotildees das fases apoacutes tratamento teacutermico e DRX in situ a 350 oC 63
8
SUMAacuteRIO
DEDICATOacuteRIA 3
AGRADECIMENTOS 6
RESUMO 3
ABSTRACT 4
LISTA DE FIGURAS 5
LISTA DE TABELAS 7
SUMAacuteRIO 8
1 INTRODUCcedilAtildeO 9
2 FUNDAMENTACcedilAtildeO TEOacuteRICA 12
21 O composto Bi3Ni 12
22 Estruturas Cristalinas 15
23 Siacutentese Mecacircnica 17
24 Difraccedilatildeo de Raios X 21
241 Difratocircmetro 24
25 Meacutetodo de Rietveld 26
251 Iacutendices de avaliaccedilatildeo da qualidade do refinamento 30
252 GSAS-EXPGUI 31
25 Calorimetria Diferencial de Varredura 33
3 PROCEDIMENTOS EXPERIMENTAIS 36
31 Produccedilatildeo da Amostra 36
32 Siacutentese Mecacircnica 36
33 Difraccedilatildeo de Raios X 39
34 Refinamento pelo Meacutetodo de Rietveld 41
35 Tratamento Teacutermico 42
36 Calorimetria Diferencial de Varredura (DSC) 43
4 RESULTADOS E DISCUSSOtildeES 44
41 Evoluccedilatildeo estrutural 44
42 Medidas de DRX in situ 53
43 Calorimetria Diferencial de Varredura (DSC) 59
44 Tratamento teacutermico 62
5 CONCLUSAtildeO 66
6 REFEREcircNCIAS 68
9
1 INTRODUCcedilAtildeO
Os materiais nanoestruturados satildeo definidos como materiais policristalinos de fase
simples ou multifaacutesicos com tamanho de gratildeo na ordem de nanocircmetros tipicamente menores
que 100 nm [1]
O estudo e a pesquisa dos materiais nanoestruturados vem nos uacuteltimos anos
despertando interesse na comunidade cientiacutefica Por causa dessas pequenas dimensotildees esses
materiais satildeo estruturalmente caracterizados por uma grande fraccedilatildeo volumeacutetrica de contornos
de gratildeo ou interfaces os quais podem alterar significativamente uma variedade de
propriedades fiacutesicas e quiacutemicas quando comparadas aos materiais cristalinos convencionais
(normalmente denominados bulk) [2]
Pode-se exemplificar essas mudanccedilas nas propriedades fiacutesicas utilizando-se como
exemplo o comportamento do ouro (Au) que apresenta uma reduccedilatildeo em seu ponto de fusatildeo
quando se encontra na forma nanoestruturada Enquanto que na forma de bulk o ouro possui
ponto de fusatildeo de aproximadamente 1064 degC na forma nanomeacutetrica (com cristais menores
que 5 nm) seu ponto de fusatildeo eacute da ordem de 300 degC [3]
Os materiais nanoestruturados podem ser sintetizados de diversas formas como por
exemplo eletrodeposiccedilatildeo [4] spray pyrolysis [5] sol-gel [6] deposiccedilatildeo de vapor fiacutesico [7]
solidificaccedilatildeo raacutepida [8] siacutentese mecacircnica [9] dentre outros As metodologias e teacutecnicas de
siacutentese podem alterar consideravelmente as propriedades dos compostos resultantes isso se
deve ao fato desses materiais nanoestruturados serem metaestaacuteveis e suas propriedades
dependerem do modo de preparaccedilatildeo da variaccedilatildeo do tempo temperatura pressatildeo Em geral
nos materiais nanoestruturados a componente interfacial ou contornos de gratildeo podem
corresponder a ateacute 50 do volume do material [10]
Neste trabalho utilizou-se a teacutecnica de siacutentese mecacircnica (SM) para produccedilatildeo de um
composto contendo bismuto e niacutequel a qual possibilita a produccedilatildeo de nanoestruturados em
temperaturas proacutexima a ambiente obtenccedilatildeo de ligas com elementos de alto ponto de fusatildeo
aleacutem de promover a deformaccedilatildeo plaacutestica das ceacutelulas unitaacuterias
O bismuto eacute um elemento quiacutemico de siacutembolo Bi com nuacutemero atocircmico (Z) igual a 83
e massa atocircmica igual a 2089 gmol Na temperatura ambiente o bismuto encontra-se no estado
soacutelido possuindo temperatura de fusatildeo de aproximadamente 271degC Eacute um elemento pesado
10
fraacutegil trivalente cristalino de coloraccedilatildeo rosaacutecea que se assemelha quimicamente ao arsecircnio e
ao antimocircnio
Eacute o mais diamagneacutetico de todos os metais e com a condutividade teacutermica mais baixa
entre todos os elementos exceto do mercuacuterio De todos os metais eacute o que menos conduz
corrente eleacutetrica O bismuto possui ceacutelula unitaacuteria romboeacutedrica e grupo espacial R-3m
A Figura 1 ilustra a ceacutelula unitaacuteria do Bi projetada nos eixos a b c e em uma perspectiva que
possibilita uma visualizaccedilatildeo tridimensional do elemento [11]
Figura 1 Projeccedilatildeo dos eixos a b c e em perspectiva respectivamente do Bi (ICSD 64703)
O niacutequel eacute um elemento quiacutemico de siacutembolo Ni nuacutemero atocircmico 28 e de massa
atocircmica 587 gmol Na temperatura ambiente encontra-se no estado soacutelido possuindo
temperatura de fusatildeo de aproximadamente 1455degC Eacute um metal de transiccedilatildeo de coloraccedilatildeo
branco-prateada condutor de eletricidade e calor duacutectil e maleaacutevel sendo bastante resistente
a corrosatildeo A amostra utilizada neste trabalho possui ceacutelula unitaacuteria cuacutebica e grupo espacial
Fm-3m A Figura 2 ilustra a ceacutelula unitaacuteria do Ni projetada no eixo a e em uma perspectiva que
possibilita uma visualizaccedilatildeo tridimensional do elemento [11]
Figura 2 Projeccedilatildeo do eixo a e em perspectiva respectivamente do Ni (ICSD 41508)
11
Este trabalho teve como objetivos sintetizar por moagem mecacircnica o composto de
Bi3Ni nanoestruturado realizar o estudo de suas propriedades estruturais antes e apoacutes os
tratamentos teacutermicos As principais teacutecnicas experimentais usadas nesta dissertaccedilatildeo foram a
difraccedilatildeo de raios X (DRX) para acompanhamento da evoluccedilatildeo estrutural da amostra em funccedilatildeo
do tempo de moagem o refinamento dos paracircmetros estruturais pelo meacutetodo de Rietveld
medidas DSC e de DRX in situ para estudar a estabilidade teacutermica bem como o comportamento
estrutural da amostra em funccedilatildeo da temperatura e um tratamento teacutermico para cristalizar a fase
amorfa presente
12
2 FUNDAMENTACcedilAtildeO TEOacuteRICA
21 O composto Bi3Ni
O composto intermetaacutelico Bi3Ni possui estrutura ortorrocircmbica e grupo espacial Pnma
possuindo um arranjo octaeacutedrico onde os aacutetomos de bismuto formam a matriz e os aacutetomos de
niacutequel formam uma cadeia linear [12]
Na Figura 3 projeta-se a ceacutelula unitaacuteria do Bi3Ni nos eixos a b c respectivamente
Figura 3 Projeccedilatildeo dos eixos a b e c do composto Bi3Ni em verde estaacute representado os aacutetomos de
niacutequel cartatildeo ICSD nordm 391336
Na Figura 4 representa-se o arranjo octaeacutedrico da cadeia de Bi3Ni onde eacute possiacutevel
identificar a cadeia linear formada pelo niacutequel
Figura 4 Representaccedilatildeo em perspectiva do arranjo octaeacutedrico da cadeia de Bi3Ni (ICSD 391336)
13
Relata-se na literatura que os principais meacutetodos para a obtenccedilatildeo do composto Bi3Ni
satildeo eletrodeposiccedilatildeo por meio quiacutemico ou solidificaccedilatildeo raacutepida Trabalhos cientiacuteficos
descreveram que a produccedilatildeo da amostra de Bi3Ni ocorreu por fusatildeo dos compostos Bi e Ni num
forno de resistecircncia a 1100 degC durante 3 dias [13]
O composto intermetaacutelico Bi3Ni apresenta supercondutividade a temperatura criacutetica de
41 K e embora essa caracteriacutestica seja conhecida desde 1951 escassos trabalhos tinham sido
publicados ateacute o iniacutecio do seacuteculo XXI As pesquisas no campo da supercondutividade tecircm
produzido a cada dia compostos com maiores temperaturas criticas (Tc) tal fato tem ajudado
os pesquisadores a desvendar os misteacuterios envolvendo a supercondutividade a Tc maiores que
40K [1415]
Novos trabalhos envolvendo as propriedades supercondutoras do Bi3Ni voltaram a ser
objeto de estudo especialmente apoacutes a constataccedilatildeo que alguns materiais quando submetidos a
pressatildeo tem sua temperatura criacutetica aumentada ligas contendo Fe na base de oxypnictides
(classe de material que inclui o oxigecircnio ao 15deg grupo da tabela perioacutedica grupo do nitrogecircnio)
apresentaram Tc de 43 K tal elevaccedilatildeo foi tambeacutem constatada com a substituiccedilatildeo de alguns
elementos na composiccedilatildeo das ligas obtendo-se Tc de 55K (SmFeAsO1-xFx) [16]
Recentemente um composto que contem CeNi08Bi2 passou a ser estudado como
componente na formaccedilatildeo de compostos do grupo de oxypnictides Estudos com espectroscopia
de tunelamento revelaram que o Bi3Ni eacute um supercondutor fortemente ligado [17]
A supercondutividade e o ferromagnetismo dois estados fundamentais da mateacuteria
condensada observam-se como sendo altamente competitivos em quase todos os materiais
Interaccedilotildees predominantemente ferromagneacuteticas destroem a supercondutividade por criarem
uma transiccedilatildeo de fase reentrante como observado nos compostos ErRh4B4 HoMo6S8 Soacute
muitos poucos compostos que foram identificados ateacute agora mostram uma coexistecircncia destes
estados fundamentais concorrentes Dentro desse escasso grupo encontra-se o Bi3Ni
nanoestruturado no qual comprovou-se a coexistecircncia de supercondutividade e
ferromagnetismo [1819]
As propriedades termodinacircmicas do composto Bi-Ni continuam sendo alvo de estudos
Recentemente diversos trabalhos sobre esse tema foram publicados [2021] Esses trabalhos
descrevem a construccedilatildeo de diagramas de fases do Bismuto com os elementos metaacutelicos Fe Cr
e Ni de onde constata-se que a mostra com Fe e Cr tecircm leve solubilidade no Bi Para
14
temperaturas menores que 920 degC a solubilidade de Fe e Cr em Bi(Liacutequido) eacute menor que 10-3 em
at Por sua vez o niacutequel dissolve-se prontamente em Bi(L) O niacutequel eacute o uacutenico componente de
accedilo inoxidaacutevel que faz compostos intermetaacutelicos com Bi [12]
Pesquisas apontam para outras propriedades e aplicaccedilotildees de ligas ternaacuterias contendo os
elementos Bi e Ni A liga BiInNi contendo diversas proporccedilotildees estequiomeacutetricas foi estudada
sob a oacutetica de um possiacutevel potencial desse material como semicondutor [21]
Outra aplicaccedilatildeo recente utilizando o composto de bismuto e niacutequel vem despertando o
interesse tecnoloacutegico Sabe-se que esforccedilos crescentes tecircm sido realizados na busca por soldas
livres de chumbo adequadas devido agrave influecircncia prejudicial do chumbo ao ambiente e a sauacutede
humana As ligas agrave base de Sn com diferentes aditivos como Ag Bi Cu In Sb e Zn satildeo
potenciais candidatos como soldas livres de chumbo As ligas Sn-Bi com baixo ponto de fusatildeo
satildeo desenvolvidas para soldar os componentes sensiacuteveis agrave elevadas temperaturas [22]
Na Figura 5 apresenta-se o diagrama de fases do sistema Bi-Ni [23] Verifica-se que a
temperatura de fusatildeo do composto Bi3Ni em funccedilatildeo da maior quantidade de bismuto eacute menor
que a do composto BiNi
Figura 5 Diagrama de Fases Bi-Ni [23]
15
22 Estruturas Cristalinas
A estrutura dos materiais soacutelidos eacute resultado da natureza de suas ligaccedilotildees quiacutemicas a
qual define a distribuiccedilatildeo espacial de seus aacutetomos iacuteons ou moleacuteculas Parte dos materiais
comumente aplicados na engenharia exibe um arranjo geomeacutetrico de seus aacutetomos bem definido
constituindo assim uma estrutura cristalina Os materiais cristalinos independentemente do tipo
de ligaccedilatildeo que possuem satildeo aqueles que apresentam estrutura atocircmica tridimensional perioacutedica
de longo alcance
A partir da definiccedilatildeo de estrutura cristalina como sendo um conjunto de posiccedilotildees
atocircmicas iocircnicas ou moleculares repetitivas pode-se descrever o cristal partindo-se de uma
estrutura baacutesica que se repete ao longo de toda estrutura Essa estrutura denominada ceacutelula
unitaacuteria pode ser definida como a menor porccedilatildeo do cristal que ainda conserva as propriedades
originais dele Para definir a ceacutelula unitaacuteria adota-se valores especiacuteficos que satildeo associados agraves
unidades de medidas dos eixos de referecircncia e aos acircngulos entre esses eixos definidos como
paracircmetros de rede
Define-se entatildeo os sistemas cristalinos que incluem todas as possiacuteveis geometrias de
divisatildeo do espaccedilo por superfiacutecies planas continuas Soacute existem 7 tipos de sistemas cristalinos
que preenchem totalmente o espaccedilo Entretanto os sistemas cristalinos satildeo apenas entidades
geomeacutetricas Quando ldquocoloca-serdquo aacutetomos dentro desses sistemas formam-se redes
cristalinas[24]
Em 1848 o francecircs August Bravais demonstrou ser possiacutevel geometricamente a
construccedilatildeo de 14 tipos de ceacutelulas unitaacuterias isto eacute todas as redes cristalinas possiacuteveis podem
ser geradas por 14 tipos de ceacutelulas Essas redes satildeo chamadas redes de Bravais
Na Figura 6 pode-se identificar os 7 tipos de sistemas cristalinos (cuacutebico tetragonal
ortorrocircmbico romboeacutedrico monocliacutenico hexagonal e tricliacutenico) e as configuraccedilotildees possiacuteveis
para esses sistemas formando as 14 redes de Bravais [24]
16
Figura 6 As 14 redes de Bravais [24]
Os cristais podem ser classificados segundo os grupos pontuais de operaccedilotildees de simetria
que une suas faces Os grupos pontuais ou classes cristalinas representam a simetria ou
combinaccedilotildees de simetria que levam a um padratildeo de repeticcedilatildeo distinto Toda e qualquer
moleacutecula pode ser classificada em um dos 32 grupos pontuais possiacuteveis
Os 32 grupos pontuais possiacuteveis satildeo formados pelos 10 elementos baacutesicos de simetria e
mais 22 combinaccedilotildees entre estes Apenas 22 combinaccedilotildees satildeo possiacuteveis pois muitas levam a
repeticcedilotildees de simetria e outras satildeo incompatiacuteveis com a simetria cristalina ou seja os elementos
de simetria natildeo podem ser combinados arbitrariamente [24]
17
Uma vez que as operaccedilotildees de simetria de cada um dos 32 grupos pontuais
cristalograacuteficos satildeo aplicadas as 14 redes de Bravais tem-se 230 grupos espaciais que
descrevem de maneira uniacutevoca todo o arranjo de objetos idecircnticos dispostos num reticulo
perioacutedico infinito
23 Siacutentese Mecacircnica
Do ponto de vista termodinacircmico um cristal perfeito (um soacutelido livre de defeitos
estruturais fora do equiliacutebrio) eacute o soacutelido que apresenta a menor energia livre de Gibbs e suas
propriedades fiacutesicas satildeo bem determinadas Poreacutem na natureza eacute difiacutecil encontrar cristais livres
de defeitos Esses somente satildeo sintetizados em laboratoacuterios sob condiccedilotildees extremamente
controladas Eacute conhecido que as propriedades fiacutesicas de cristais possuindo defeitos apresentam
desvios em relaccedilatildeo agraves medidas para os cristais perfeitos Esses desvios satildeo tatildeo maiores quanto
maior for a concentraccedilatildeo de defeitos Uma variaccedilatildeo tambeacutem eacute verificada na energia livre de
Gibbs pois sabe-se que centros de defeitos armazenam energia em soacutelidos [2]
A siacutentese mecacircnica (SM) eacute uma teacutecnica de moagem de um mono poacute ou de uma mistura
de dois ou mais poacutes de um composto Eacute comum encontrar na literatura outro termo utilizado
para designar o tratamento de partiacuteculas em poacute no moinho de alta energia Normalmente
associa-se o termo siacutentese mecacircnica ou Mechanical Alloying (MA) ao processo no qual a
mistura de poacutes eacute moiacuteda em conjunto onde a transferecircncia de material que estaacute envolvida tem o
objetivo de se obter uma liga homogecircnea Por outro lado a moagem de poacutes tais como metais
puros onde a transferecircncia de material natildeo eacute necessaacuteria para a homogeneizaccedilatildeo denomina-se
simplesmente moagem mecacircnica ou Mechanical Milling (MM) [9]
De maneira praacutetica pode-se descrever o processo de siacutentese mecacircnica como a
colocaccedilatildeo da amostra no recipiente especiacutefico (normalmente chamado de jarro de moagem)
juntamente com esferas (preferencialmente do mesmo material que o recipiente) a realizaccedilatildeo
da selagem do recipiente para alguns materiais com o intuito de evitar a oxidaccedilatildeo ou ateacute
mesmo contaminaccedilatildeo realiza-se esse procedimento em um ambiente fechado (glove box) com
um gaacutes inerte e finalizando o processo tem-se a fixaccedilatildeo do recipiente no moinho e o iniacutecio do
processo de moagem [9]
18
Pode-se dividir fisicamente o processo de siacutentese mecacircnica de materiais em 4 estaacutegios
bem distintos [25]
I - Estaacutegio inicial as partiacuteculas satildeo deformadas plasticamente assumindo uma forma achatada
A ductilidade do material e energia fornecida no processo de moagem refletem diretamente na
intensidade dessa alteraccedilatildeo O acreacutescimo da aacuterea de superfiacutecie aumenta progressivamente a
probabilidade de soldagem a frio dessas partiacuteculas gerando um aumento do tamanho meacutedio da
partiacutecula
II ndash Segundo Estaacutegio as partiacuteculas satildeo soldadas a frio e requebradas favorecendo a formaccedilatildeo
de um poacute muito fino Eacute neste estaacutegio que ocorre tambeacutem a formaccedilatildeo de partiacuteculas compostas
denominadas de agregados Com o acuacutemulo de deformaccedilatildeo plaacutestica haacute um aumento do
encruamento e da resistecircncia mecacircnica das partiacuteculas Essa situaccedilatildeo aumenta a probabilidade
de fratura das partiacuteculas ou agregados
III ndash Terceiro Estaacutegio nesta fase um certo ldquoequiliacutebriordquo entre os processos de fratura e de
soldagem a frio eacute alcanccedilado Observa-se tambeacutem que as partiacuteculas alcanccedilam um tamanho fixo
Entretanto a energia livre de Gibbs continua a aumentar ateacute alcanccedilar uma saturaccedilatildeo
IV ndash Quarto Estagio eacute caracterizado pelo refinamento da microestrutura desses agregados
Na Figura 7 estatildeo ilustrados os quatro estaacutegios do processo de Siacutentese Mecacircnica
Figura 7 Representaccedilatildeo das fases presentes no processo de SM [25]
19
Eacute bem conhecido que a natureza procura estados fiacutesicos com a menor variaccedilatildeo da
energia livre de Gibbs Assim as substacircncias sob moagem mecacircnica podem ser transformadas
em novas substacircncias ou mudarem de fases cristalograacuteficas visando alcanccedilar esses estados de
menor energia Sabe-se que tais mudanccedilas envolvem determinados mecanismos fiacutesicos como
por exemplo difusatildeo atocircmica atraveacutes de contornos de gratildeos Os mecanismos fiacutesicos envolvidos
no processo SM ainda natildeo satildeo completamente entendidos [9]
Do ponto de vista estrutural cada poacute constituindo a mistura pode ser visto como sendo
formado por duas componentes uma cristalina que eacute sua estrutura cristalograacutefica original e
outra formada pelos centros de defeitos que eacute chamada de componente interfacial Em geral
nos materiais nanoestruturados a componente interfacial ou contornos de gratildeo podem
corresponder a ateacute 50 do volume do material [10]
A Figura 8 ilustra esquematicamente os cristalitos formado por ciacuterculos pretos e o
contorno de gratildeo por ciacuterculos brancos
Figura 8 Modelo de um material nanomeacutetrico Os ciacuterculos pretos e brancos representam
respectivamente a componente cristalina e a interfacial [10]
Embora a sistemaacutetica de preparaccedilatildeo e execuccedilatildeo da SM pareccedila ser simples o processo
possui diversas variaacuteveis que satildeo determinantes na qualidade e nas caracteriacutesticas do produto
final
A dimensatildeo das esferas utilizadas no processo interfere na eficiecircncia de moagem
Esferas grandes otimizam o processo desde que associadas a uma velocidade que permita a
20
transferecircncia da energia de impacto as partiacuteculas do poacute Aleacutem da dimensatildeo a massa das esferas
tambeacutem influencia no resultado final
A BPR (ball-to-powder weight ratio) ou razatildeo entre a massa das esferas e a massa do
poacute possui um efeito significante no tempo necessaacuterio para alcanccedilar uma fase particular na
amostra que estaacute sendo moiacuteda A BPR eacute inversamente proporcional ao tempo exigido na
moagem os valores de BPR podem variar de 11 ateacute valores de 220 1 Contudo BPR muito
grande pode gerar reaccedilotildees indesejaacuteveis como aumento na geraccedilatildeo de calor o que afetaria a
constituiccedilatildeo do poacute [2627]
A velocidade de rotaccedilatildeo do moinho estaacute diretamente associada agrave energia aplicada
atraveacutes de colisotildees das esferas com a amostra assim como na temperatura de processo da SM
Cada moinho possui uma velocidade criacutetica que define a otimizaccedilatildeo do desempenho do
processo Dessa forma deve-se analisar o quanto pode ser vantajoso ou prejudicial uma
temperatura elevada durante o processo da SM
Em alguns casos onde a difusatildeo eacute exigida para promover a homogeneizaccedilatildeo eou fusatildeo
do poacute pode ser vantajosa a elevaccedilatildeo da temperatura Poreacutem em outros casos o aumento da
temperatura pode acelerar o processo de transformaccedilatildeo e resultar na decomposiccedilatildeo de soluccedilotildees
soacutelidas supersaturadas ou outras fases metaestaacuteveis formadas durante a moagem tornando-se
uma desvantagem [26 27]
O paracircmetro mais importante para otimizaccedilatildeo do processo de siacutentese mecacircnica eacute a
determinaccedilatildeo do tempo de execuccedilatildeo Normalmente o tempo de moagem eacute escolhido com o
propoacutesito de conseguir um estado intermediaacuterio entre os estados de fratura e a fusatildeo a frio das
partiacuteculas do poacute A determinaccedilatildeo do tempo seraacute feita com base em vaacuterios paracircmetros como os
anteriormente mencionados Por isso eacute importante considerar que o niacutevel de contaminaccedilatildeo
pode aumentar e algumas fases indesejaacuteveis podem ser formadas quando o poacute eacute moiacutedo por
tempos maiores que o necessaacuterio [27]
A descriccedilatildeo das variaacuteveis adotadas durante o processo de SM eacute fundamental para
garantir a reprodutibilidade bem como para o estudo das influencias que cada paracircmetro pode
exercer sobre as caracteriacutesticas da amostra apoacutes o termino do processo [282930]
Assim apresenta-se na tabela 1 os principais paracircmetros relacionados a
reprodutibilidade do processo de siacutentese mecacircnica
21
Tabela 1 Principais variaacuteveis envolvidas no processo de siacutentese mecacircnica
24 Difraccedilatildeo de Raios X
A difraccedilatildeo de Raios X (DRX) eacute uma teacutecnica poderosa utilizada principalmente quando
se deseja realizar a caracterizaccedilatildeo estrutural de materiais Entretanto sua aplicaccedilatildeo eacute bem mais
ampla e versaacutetil sendo utilizada tambeacutem em aacutereas como a fiacutesica quiacutemica geologia
biotecnologia
Os raios X possuem energia suficiente para penetrarem nos soacutelidos e dessa forma se
mostram apropriados para investigarem estruturas internas Pode-se gerar raios X em
laboratoacuterio tanto pela desaceleraccedilatildeo dos eleacutetrons num alvo metaacutelico quanto pela excitaccedilatildeo dos
eleacutetrons dos aacutetomos alvo O primeiro processo fornece um espectro continuo e largo o segundo
fornece linhas acentuadas no espectro O meacutetodo normalmente utilizado nos equipamentos de
laboratoacuterio consiste em gerar os raios X fazendo com que um eleacutetron de alta energia gerado no
caacutetodo do tubo catoacutedico colida com um alvo metaacutelico acircnodo [31]
O feixe de raios X possui comprimento de onda (λ) caracteriacutestico que varia de acordo
com o material do acircnodo Para aplicaccedilotildees em cristalografia os comprimentos de onda mais
utilizados variam de 05 a 25 Ǻ Tal fato se justifica em virtude da proximidade desses valores
as menores distancias interatocircmicas observadas em materiais orgacircnicos e inorgacircnicos
PARAcircMETROS ENVOLVIDOS NO PROCESSO
1 Tipo de moinho usado
2 Tipo e material dos recipientes de moagem
3 Velocidade de moagem
4 Tempo de moagem
5 A BPR
6 Atmosfera de moagem
7 Agentes de controle de processo
8 Temperatura de moagem
22
O processo fiacutesico de espalhamento de difraccedilatildeo de raios X eacute o espalhamento elaacutestico dos
foacutetons pelos aacutetomos do material analisado que estatildeo dispostos na rede cristalina O
espalhamento ocorre quando o feixe de raios X atinge as nuvens eletrocircnicas que formam os
planos de um soacutelido cristalino em um determinado acircngulo onde uma porccedilatildeo da radiaccedilatildeo eacute
espalhada pela camada de aacutetomos superficiais e a outra parte do feixe natildeo espalhada penetra
na segunda camada de aacutetomos onde outra fraccedilatildeo eacute espalhada e o restante passa para terceira
camada e assim sucessivamente [3132] Pode-se observar uma representaccedilatildeo desse fenocircmeno
na Figura 9
Figura 9 Representaccedilatildeo geomeacutetrica da Lei de Bragg [28]
A teoria baacutesica que define o estudo de materiais cristalinos por difraccedilatildeo de raios X
baseia-se no princiacutepio de que as distribuiccedilotildees espaciais dos eleacutetrons no material definem
diferentes planos atocircmicos portanto esses planos atocircmicos espalham os raios X ndash vistos como
ondas ndash causando interferecircncia construtiva e destrutiva que se manifestam no padratildeo de raios
X como maacuteximos e miacutenimos respectivamente [33]
A ocorrecircncia de maacuteximos e miacutenimos pode ser explicada utilizando-se a Lei de Bragg
Utilizando o auxiacutelio geomeacutetrico da Figura 9 pode-se verificar que o caminho oacutetico percorrido
pelos raios X incidentes no primeiro plano do material eacute diferente do caminho percorrido pelos
feixes refratados no segundo plano A diferenccedila de caminho (δ) pode ser descrita como
δ = 2dhkl119904119890119899120579 (1)
Essa diferenccedila de percurso gera uma diferenccedila de fase (∆120593) entre as ondas refletidas que pode
ser expressa por
23
∆120593 = 2120587 δλfrasl (2)
onde λ eacute o comprimento de onda do feixe de raios X incidente Para um cristal perfeito e infinito
haveraacute interferecircncia construtiva somente quando δ = nλ onde n eacute um nuacutemero inteiro
Dessa forma a condiccedilatildeo para ocorrecircncia de interferecircncia construtiva pode ser expressa como
2119889ℎ119896119897119904119890119899120579 = 119899 λ (3)
Essa relaccedilatildeo eacute conhecia como a Lei de Bragg
Desse modo se o cristal for rotacionado cada conjunto de planos iraacute difratar a radiaccedilatildeo
quando o valor de 2dsenθ satisfizer a equaccedilatildeo Assim os dados de difraccedilatildeo satildeo coletados para
o cristal como um todo O arranjo de feixes difratados considerados em conjunto eacute
denominado padratildeo de difraccedilatildeo de cristal Se o material analisado estiver na forma de um poacute
de pequenos cristalitos aleatoriamente arranjados cada cristalito iraacute produzir seu proacuteprio padratildeo
de difraccedilatildeo [34]
Um ponto importante a ser considerado eacute que a intensidade determinada
experimentalmente definida como a intensidade total de cada difraccedilatildeo e que corresponde as
aacutereas delimitadas pelas respectivas curvas eacute maior que a prevista pela Lei de Bragg Tal
diferenccedila entre o padratildeo real e o previsto por Bragg reside no fato de o cristal natildeo ser perfeito
e nem infinito aleacutem dos feixes de raios X natildeo serem totalmente monocromaacuteticos e a radiaccedilatildeo
incidente natildeo corresponder a feixes perfeitamente paralelos Por tudo isso ao se observar um
padratildeo de raios X verifica-se que os picos possuem a forma de uma funccedilatildeo Gaussiana e natildeo a
de uma funccedilatildeo delta como previsto pela lei de Bragg Assim para valores ligeiramente
diferentes dos acircngulos de Bragg ocorreraacute tambeacutem difraccedilatildeo [35]
Se o material analisado for um liacutequido ou um soacutelido natildeo cristalino (amorfo) o padratildeo
obtido se caracteriza por uma quase completa ausecircncia de periodicidade uma certa ordem
apenas a pequenas distacircncias (de curto alcance) e uma preferecircncia estatiacutestica para uma distacircncia
interatocircmica particular Como consequecircncia os padrotildees tendem a possuir apenas um ou dois
picos alargados
Na Figura 10 ilustra-se as diferenccedilas tiacutepicas observadas nos padrotildees de difraccedilatildeo para
amostras de um cristal perfeito (A) um cristal real (B) e um liquido ou material amorfo (C)
24
Figura 10 Padratildeo de difraccedilatildeo para Cristal perfeito cristal real e liquido ou amorfo respectivamente
O estudo da direccedilatildeo e da intensidade do feixe difratado eacute importante pois permite obter
conclusotildees sobre o fator de estrutura de materiais cristalinos e de materiais amorfos As
intensidades relativas da difraccedilatildeo de estruturas cristalinas dependem do conteuacutedo da ceacutelula
unitaacuteria quanto ao nuacutemeros de eleacutetrons nos aacutetomos posiccedilotildees atocircmicas e da distribuiccedilatildeo
eletrocircnica nos aacutetomos Tem-se entatildeo o fator de estrutura que estaacute diretamente relacionado com
a intensidade das ondas espalhadas no fenocircmeno de difraccedilatildeo em materiais
241 Difratocircmetro
O difratocircmetro eacute constituiacutedo basicamente por um tubo de raios X um porta amostra
onde se incide a radiaccedilatildeo e um detector moacutevel Nos equipamentos modernos a geometria de
Bragg-Brentano se manteacutem com a diferenccedila de que a amostra permanece na posiccedilatildeo horizontal
podendo se movimentar apenas quando se utiliza um sistema de rotaccedilatildeo horizontal sobre o eixo
da amostra Nessa geometria um feixe de radiaccedilatildeo monocromaacutetica incide na amostra em forma
de poacute rotacionada de um acircngulo θ enquanto os dados satildeo coletados por um detector que se
move de 2θ [3637]
Uma representaccedilatildeo esquemaacutetica do funcionamento de um difratocircmetro pode ser vista
na Figura 11 Neste esquema verifica-se que o feixe de Raios X gerado pela fonte (A) sai do
tubo passando pela janela de beriacutelio em forma de uma linha O mesmo passa pela fenda soller
de placas paralelas passando em seguida pela fenda divergente e pela maacutescara que controlam
25
a aacuterea dos Raios X que incidem sobre a amostra (B) O feixe difratado passa pelas fendas anti-
espalhamento de recebimento e soller incidindo no detector (C) apoacutes passar por um
monocromador [353637]
Figura 11 Representaccedilatildeo esquemaacutetica de um Difratocircmetro [35]
As fendas soller tecircm como funccedilatildeo diminuir a divergecircncia axial de um feixe de raios X
A fenda divergente eacute utilizada para limitar a divergecircncia lateral do feixe de raios X de modo
que a superfiacutecie da amostra receba o maacuteximo possiacutevel da radiaccedilatildeo e ao mesmo tempo a
irradiaccedilatildeo do porta amostra seja evitada A maacutescara tem a funccedilatildeo de limitar a aacuterea linear
iluminada sobre a amostra [3839]
O feixe difratado eacute normalmente expresso atraveacutes de picos que se destacam do
background (ou linha de base) registrados num difratograma de intensidade versus o acircngulo
2θ As intensidades obtidas em acircngulos 2θ representadas atraveacutes dos picos nos difratogramas
correspondem agrave difraccedilatildeo do feixe incidente por um determinado conjunto de planos do cristal
que possuem mesma distacircncia interplanar cada qual com iacutendices de Miller hkl (reflexotildees hkl)
A intensidade a posiccedilatildeo angular (2θ) ou distacircncia interplanar (d) e o perfil satildeo as informaccedilotildees
obtidas de cada pico Cada composto cristalino apresenta um padratildeo difratomeacutetrico
caracteriacutestico permitindo sua identificaccedilatildeo atraveacutes das posiccedilotildees angulares e intensidades
relativas dos picos difratados [3639]
Na tabela 2 apresentam-se alguns fatores instrumentais e seus efeitos sobre as posiccedilotildees
forma e larguras dos picos de difraccedilatildeo [414243]
26
Tabela 2 Relaccedilatildeo entre os fatores instrumentais e os efeitos sobre os picos de DRX
25 Meacutetodo de Rietveld
O fiacutesico holandecircs Hugo M Rietveld desenvolveu em 1969 um meacutetodo para refinar
estruturas cristalinas a partir de modelos teoacutericos e de padrotildees de raios X (DRX) ou de necircutrons
[44 45]
O modelo matemaacutetico utilizado no Meacutetodo de Rietveld (MR) refina os perfis teoacutericos
dos picos de difraccedilatildeo de forma que estes perfis se aproximem dos perfis medidos O refinamento
possibilita determinar as propriedades cristalograacuteficas do material analisado como por
exemplo orientaccedilotildees preferenciais (textura) em alguns casos o tamanho meacutedio e a
microdeformaccedilatildeo de cristalitos e as dimensotildees da cela unitaacuteria [44]
Para executar o refinamento de estruturas o MR faz comparaccedilotildees do perfil real de uma
amostra (o observado ou experimental) com espectros teoacutericos calculados a partir de misturas
hipoteacuteticas de fases (o calculado) Compara-se pontualmente os valores obtidos atraveacutes da
diferenccedila entre as intensidades
Os valores satildeo ajustados utilizando-se o meacutetodo dos miacutenimos quadrados ateacute se
conseguir a melhor concordacircncia possiacutevel do padratildeo experimental com o calculado [46]
A diferenccedila entre as intensidades isto eacute a quantidade minimizada no refinamento eacute dada
pela seguinte expressatildeo
Sy = sum 120596119894(119910119894 minus 119910119888119894)2
119894 (4)
FATOR INSTRUMENTAL EFEITO SOBRE O PICO
Alinhamento e colimaccedilatildeo do feixe Afeta na largura e simetria dos picos
Excentricidade da amostra Influecircncia a largura e posiccedilatildeo dos picos
Planaridade da superfiacutecie da
amostra Produz assimetria dos picos em baixos acircngulos
Absorccedilatildeotransparecircncia da amostra Causa deslocamento dos picos alargamento e assimetria
principalmente em amostras com coeficientes de absorccedilatildeo
Tamanho das partiacuteculas e micro
deformaccedilatildeo da rede Causa variaccedilatildeo na largura e forma dos picos
27
Onde 120596119894 representa a intensidade observada no i-eacutesimo ponto (sendo expresso por 120596119894 =
1 119910119894frasl ) e 119910119894 representa a intensidade observada e 119910119888119894 a intensidade calculada [46]
As medidas precisas de intensidades dadas em intervalos de 2θ o incremento de 2θ
constante um modelo inicial proacuteximo a estrutura real da amostra satildeo alguns requisitos que
devem ser analisados antes de se iniciar o refinamento
Deve-se ficar claro que o MR natildeo se trata de um software os programas satildeo utilizados
para realizar os caacutelculos matemaacuteticos requeridos pelo meacutetodo Existem diversos programas
computacionais que usam o MR dentre eles o pacote de programas GSAS (General Structure
Analysis System) [47] e o EXPGUI [48]
Para se descrever o formato dos picos de DRX de materiais nanoestruturados
recomenda-se utilizar a funccedilatildeo perfil pseudo-Voigt de Thompson-Cox-Hasting modificada
(funccedilatildeo de perfil CW 4 no pacote GSAS [47]) que considera o modelo anisotroacutepico de Stephens
e efeitos de textura [4950]
Nesta funccedilatildeo de perfil a largura a meia altura (FWHM) das partes gaussiana (ΓG) e
Lorentziana (ΓL) eacute expressa da seguinte forma
Γ119866 = [(119880 + (1 minus 120578)2119889ℎ1198961198974 Γ119878
2(ℎ119896119897))1199051198861198992120579 + 119881119905119886119899120579 + 119882 +119875
1198881199001199042120579]
12
(5)
e
Γ119871 = 120578119889ℎ1198961198972 Γ119878(ℎ119896119897) 119905119886119899120579 +
119883+119883119890119888119900119904120601
119888119900119904120579 (6)
Onde dhkl eacute a distacircncia entre os planos da rede e θ eacute o acircngulo de Bragg Na parte gaussiana os
paracircmetros V e W dependem dos instrumentos Os paracircmetros P e o termo X + Xecosφ
descrevem respectivamente as contribuiccedilotildees Gaussianas e Lorentzianas para o tamanho de
cristalito Os paracircmetros P e X correspondem ao tamanho de cristalito isotroacutepico enquanto Xe
expressa efeitos de tamanho de cristalito anisotroacutepicos φ eacute o acircngulo entre o vector de reflexatildeo
e o seu respectivo eixo de ampliaccedilatildeo
O paracircmetro de tensatildeo isotroacutepica U e o paracircmetro de tensatildeo anisotroacutepica ΓS (hkl)
expressam o alargamento de pico causado por deformaccedilotildees na rede cristalina ΓS (hkl) eacute uma
28
funccedilatildeo do alargamento (hkl) e depende da simetria de cristal [4950] O paracircmetro η eacute um
coeficiente de mistura que determina as contribuiccedilotildees do alargamento gaussiano (η = 0) e
Lorentziano (η = 1)
O tamanho de cristalito aparente pode ser determinado pela formula de Scherrer
Considerando o refinamento de todos esses paracircmetros para ajustar as larguras de linha e
assumindo que a contribuiccedilatildeo da distribuiccedilatildeo de tamanho de cristalitos eacute anisotroacutepica isto eacute
fazendo P = 0 na equaccedilatildeo 5 pode-se calcular o tamanho de cristalito (lang119889rang) pela seguinte foacutermula
[52]
lang119889rang =(18000119870120582)
119871119909120587 (7)
Considerando tambeacutem que as microtensotildees satildeo isotroacutepicas e fazendo ΓS (hkl) =0 na
equaccedilatildeo 6 pode-se calcular seu percentual pela foacutermula contida no Manual do GSAS [52]
assim a microdeformaccedilatildeo (ε) pode ser expressa por
120576 =120587
18000radic(81198971198992)(119866119880 minus 119866119880119900)100 (8)
Onde GUo eacute o valor previamente obtido do material padratildeo utilizado na calibraccedilatildeo do
equipamento Os valores obtidos para a amostra padratildeo satildeo considerados como iniciais para
paracircmetros ajustaacuteveis e mantidos fixos para os demais durante o ajuste de difratogramas de
amostras em estudo [53]
Durante o refinamento pelo meacutetodo de Rietveld um conjunto de paracircmetros varaacuteveis eacute
calculado e refinado em relaccedilatildeo aos dados digitalizados do difratograma abaixo apresenta-se
um breve detalhamento desses paracircmetros [414243]
29
1- Fator de escala corresponde agrave correccedilatildeo de proporcionalidade entre o padratildeo
difratomeacutetrico calculado e o observado
2- Linha de base (background) eacute corrigida a partir de dados coletados no proacuteprio
difratograma e da interpolaccedilatildeo entre estes pontos Eacute importante conhecer o
comportamento da linha de base jaacute que esta fornece informaccedilotildees a respeito da presenccedila
de fases amorfas na amostra e pode ser incluiacuteda em uma rotina de quantificaccedilatildeo das
fases envolvidas
3- Perfil de pico conjunto de funccedilotildees analiacuteticas em que se modelam efeitos relacionados
ao perfil Algumas equaccedilotildees analiacuteticas satildeo propostas para corrigir estes efeitos como
as equaccedilotildees Gaussiana Lorentziana e de assimetria
4- Paracircmetros da ceacutelula Podem ser corrigidos pela Lei de Bragg (nλ=2dsenθ) onde o
espaccedilamento d estaacute relacionado aos iacutendices de Miller e portanto aos paracircmetros de
ceacutelula (a b c α β γ) A indexaccedilatildeo dos picos eacute feita levando-se em conta os paracircmetros
da ceacutelula e a intensidade calculada o que mostra certa vantagem em relaccedilatildeo a teacutecnicas
convencionais pois todos os paracircmetros que influenciam na discrepacircncia dos valores
de d satildeo refinados conjuntamente com os das intensidades
5- Fator de estrutura os paracircmetros variaacuteveis deste fator satildeo posiccedilotildees atocircmicas fatores
de temperatura isotroacutepicos ou anisotroacutepicos e o nuacutemero de ocupaccedilatildeo
6- Deslocamento paracircmetros de correccedilatildeo dos deslocamentos devido agrave fuga do ponto focal
da oacuteptica do difratocircmetro
7- Orientaccedilatildeo preferencial correccedilatildeo de problemas gerados na preparaccedilatildeo de amostra
Trabalhos da literatura mostram que a reduccedilatildeo computacional da orientaccedilatildeo preferencial
tem eficiecircncia limitada daiacute a preocupaccedilatildeo em controlar este efeito durante a preparaccedilatildeo
da amostra
30
251 Iacutendices de avaliaccedilatildeo da qualidade do refinamento
A qualidade do refinamento deve ser verificada atraveacutes de indicadores estatiacutesticos
numeacutericos que satildeo utilizados durante o processo iterativo (caacutelculos) e apoacutes o teacutermino deste
para aferir se o refinamento estaacute se procedendo de modo satisfatoacuterio [46]
Os refinamentos realizados no software GSAS [47] devem ser acompanhados no que
diz respeito a convergecircncia ao miacutenimo global por iacutendices de confiabilidade para julgar a
qualidade dos mesmos dentre eles o Rwp (R ponderado) e o 1205362 chamado de ldquogoodnees of fit
os quais estatildeo relacionados com o perfil do difratograma [46]
O Rwp eacute expresso por
119877119908119901 = ( radicsum 120596119894(119910119894minus 119910119888119894)2
119894
sum 120596119894(119910119894)2119894
) 119909 100 (9)
O denominador do Rwp eacute a funccedilatildeo de minimizaccedilatildeo (equaccedilatildeo 4) Esse eacute o iacutendice que deve
ser analisado para verificar se o refinamento estaacute convergindo Se o valor de Rwp estaacute
diminuindo entatildeo o refinamento estaacute sendo bem-sucedido Bons refinamentos fornecem
valores de Rwp da ordem de 2 a 10 tipicamente se encontram entre 10 e 20 [46]
O Rexp eacute o valor estatisticamente esperado sendo expresso conforme [54]
119877119890119909119901 = [(119873minus119875)
sum 119908119894(119910119894(119900119887119904))sup2]
12frasl
(10)
Por sua vez o 1205362 eacute definido como
1205942 = 119877119908119901
119877119890119909119901 (11)
Trata-se de um iacutendice frequentemente utilizado estando relacionado agrave qualidade do
ajuste entre o difratograma calculado e o observado Espera-se que seu valor seja equivalente a
10 em um refinamento perfeito sendo que na praacutetica valores em torno de 50 caracterizam
refinamentos otimizados [43] O Rexp utilizado para se determinar o valor de 1205362 eacute o valor
estatisticamente esperado para o Rwp
31
252 GSAS-EXPGUI
O diagrama de blocos da Figura 12 descreve os procedimentos a serem seguidos para se
iniciar um refinamento no software EXPGUI [48]
Figura 12 Diagrama de blocos com ordem dos procedimentos para iniacutecio do refinamento no EXPGUI
Iniciar o programa
Adicionar as fases
Inserir o Difratograma Experimental
Inserir o arquivo PRM
Escolha da funccedilatildeo de background
powpref
genles
Abertura do programa com criaccedilatildeo de um novo arquivo referente ao
refinamento que seraacute iniciado
A adiccedilatildeo das fases presentes na amostra normalmente utiliza-se arquivos
com as informaccedilotildees cristalograacuteficas com a extensatildeo cif
Insere-se o arquivo contendo o difratograma experimental (com a extensatildeo
gsas)
Inserir o PRM O arquivo PRM conteacutem informaccedilotildees instrumentais do
difratocircmetro utilizado como por exemplo o nome do difratocircmetro o
comprimento de onda da radiaccedilatildeo utilizada a polarizaccedilatildeo e os paracircmetros de
perfil relacionados ao alargamento instrumental
O passo seguinte eacute a escolha da funccedilatildeo de background e o nuacutemero de termos
que se iraacute utilizar O programa dispotildee de 8 tipos de funccedilotildees background Na
sequecircncia deve-se escolher a funccedilatildeo de perfil que iraacute modelar os picos de
difraccedilatildeo O GSAS possui cinco funccedilotildees Nesse trabalho utilizou-se a funccedilatildeo
nuacutemero 4
Preparar e carregar os dados
Prepara para rodar os ciclos de refinamento
32
Concluiacutedo os processos descritos na Figura 12 inicia-se o refinamento dos paracircmetros
vale ressaltar que a utilizaccedilatildeo da funccedilatildeo perfil pseudo-Voigt de Thompson-Cox-Hasting
modificada embora seja mais interessante para refinamentos de estruturas ela pode apresentar
alguma complicaccedilatildeo devido agrave grande quantidade de paracircmetros altamente correlacionados (GU
GV GW GP LX) que tornam a convergecircncia um desafio agrave paciecircncia
Entretanto a sua aplicaccedilatildeo pode ser significativamente simplificada se um refinamento
preacutevio de uma amostra padratildeo for realizado e os paracircmetros instrumentais obtidos forem
usados como paracircmetros iniciais para o refinamento do material desejado [46]
Na Figura 13 apresenta-se um print da interface do EXPGUI Durante os procedimentos
de refinamento
Figura 13 Interface do EXPGUI para refinamento dos paracircmetros
Para refinamento dos paracircmetros o conhecimento da correlaccedilatildeo de cada fator torna mais
faacutecil o sucesso e a qualidade final do refinamento Escolhendo-se a funccedilatildeo de perfil 4 tem-se as
seguintes correlaccedilotildees mostradas na tabela 3
33
Tabela 3 Correlaccedilotildees e definiccedilotildees para as variaacuteveis envolvidas no refinamento pelo MR no EXPGUI
PARAcircMETRO CORRELACcedilAtildeO NO MODELO REFINADO
GV e GW Definem a largura da gaussiana relacionada ao alargamento instrumental
GU Define a largura da gaussiana relacionada agrave micro deformaccedilatildeo da rede
GP Define a largura da gaussiana relacionada ao tamanho de cristalito
LX Define a largura da lorentziana relacionada ao tamanho de cristalito
PTEC Avalia a anisotropia do tamanho de cristalito relacionada ao alargamento de
Lorentz
SHKL Define a micro deformaccedilatildeo da rede relacionada ao alargamento de Lorentz Seu
nuacutemero de termos depende da simetria de Laue
TRNS Descreve a profundidade de penetraccedilatildeo dos raios X em uma amostra
SHFT Determina o deslocamento em 2θ devido agrave posiccedilatildeo da amostra no porta amostra
SFEC Avalia a anisotropia quando haacute falhas de empilhamento da rede
ETA Eacute o termo de mistura entre as contribuiccedilotildees de Gauss e de Lorentz
SL e HL Satildeo termos de assimetria relacionados agrave divergecircncia axial
25 Calorimetria Diferencial de Varredura
A calorimetria diferencial de varredura (Differential Scanning Calorimetry- DSC) eacute um
meacutetodo de medida bem estabelecido e usado numa ampla escala em diferentes aacutereas de
pesquisa Com as medidas de DSC eacute possiacutevel investigar a evoluccedilatildeo teacutermica dos materiais e
tambeacutem avaliar grandezas como pureza capacidade teacutermica calor de transiccedilatildeo transiccedilotildees
viacutetreas relaxaccedilatildeo teacutermica [2]
O sistema DSC consiste na detecccedilatildeo de um sinal eleacutetrico gerado pela diferenccedila de
temperatura entre o material de referecircncia cujo comportamento com a temperatura eacute conhecido
e o material que estaacute sendo investigado (amostra) O DSC eacute um meacutetodo calorimeacutetrico no qual
satildeo medidas diferenccedilas de energia A Figura 14 ilustra a configuraccedilatildeo de um DSC
34
Figura 14 Ilustraccedilatildeo da configuraccedilatildeo de um DSC
As curvas construiacutedas com os dados DSC permitem identificar substacircncias construir
diagramas de fase aleacutem de determinar a fraccedilatildeo de cristalinidade dos materiais A amostra natildeo
inerte pode sofrer periodicamente fenocircmenos de absorccedilatildeo ou geraccedilatildeo de calor em funccedilatildeo do
tempo temperatura e posiccedilatildeo do meio Entre os processos de absorccedilatildeo de calor (endoteacutermicos)
pode-se destacar a fusatildeo a sublimaccedilatildeo a adsorccedilatildeo e entre os processos de geraccedilatildeo de calor
(exoteacutermicos) destacam-se a cristalizaccedilatildeo e a desorccedilatildeo
De acordo com o fenocircmeno ocorrido com a amostra no interior do equipamento a curva
gerada poderaacute apresentar picos endoteacutermicos ou exoteacutermicos a associaccedilatildeo dos dados com um
diagrama de fases um DRX ou outra teacutecnica poderaacute ser necessaacuterio para se extrair informaccedilotildees
consistentes A Figura 15 ilustra as possiacuteveis configuraccedilotildees encontradas em uma curva tiacutepica
de DSC
Figura 15 Representaccedilatildeo graacutefica dos padrotildees geneacutericos de picos apresentados no DSC
35
Dentre os possiacuteveis fenocircmenos apresentados por uma amostra em um DSC pode-se
obter picos exoteacutermicos ou endoteacutermicos Pode-se calcular a energia de ativaccedilatildeo (Ea) necessaacuteria
para promover a cristalizaccedilatildeo ou a nucleaccedilatildeo de uma fase Para tanto eacute necessaacuterio conhecer
valores de temperaturas de pico de cristalizaccedilatildeo (Tc) medidas para diferentes taxas de
aquecimento constantes (τ) e aplicar esses valores na equaccedilatildeo de Kissinger mostrada abaixo
[2]
119897119899 (τ
1198791198882) = minus
119864119886
119877119879119888+ 119888 (12)
onde R = 831 Jmol K eacute a constante molar dos gases e c eacute uma constante arbitraria
36
3 PROCEDIMENTOS EXPERIMENTAIS
31 Produccedilatildeo da Amostra
Para produccedilatildeo da amostra de Bi3Ni utilizou-se a formula AxBy onde x + y =100 e as
relaccedilotildees abaixo descritas as quais permitem encontrar os valores em fraccedilatildeo da massa de cada
componente
119872119879119900119905119886119897 = (119909
119909+119910) 119872119860 + (
119910
119909+119910) 119872119861
119876119860 = (119909
119909+119910)
119872119860
119872119879119874119879119860119871 e (13)
119876119861 = (119910
119909 + 119910)
119872119861
119872119879119874119879119860119871
onde MTotal = massa total a ser pesada MA = massa do elemento A (constante na Tabela
Perioacutedica) MB = massa do elemento B (constante na Tabela Perioacutedica) QA = fraccedilatildeo da massa
do elemento A a ser pesada e QB = fraccedilatildeo da massa do elemento B a ser pesada
Considerando-se as relaccedilotildees acima a amostra composta pelos elementos quiacutemicos
Niacutequel (Ni) e Bismuto (Bi) foi produzida com a massa total de 3 gramas sendo 026 gramas
de Ni (Alfa Aesar com 9995 de pureza e com tamanho de partiacutecula de minus100 mesh) e 274
gramas de Bi (Alfa Aesar com 9995 de pureza e com tamanho de partiacutecula de minus100 mesh)
Para pesagem foi utilizada a balanccedila eletrocircnica de alta precisatildeo (001mg) SHIMADZU modelo
(AUW220D)
32 Siacutentese Mecacircnica
Apoacutes a preparaccedilatildeo da amostra iniciou-se a fase da moagem mecacircnica Para tal utilizou-
se o moinho High Energy Ball Mill Emax da Retsch pertencente ao Laboratoacuterio de Siacutentese e
Caracterizaccedilatildeo de Nanomateriais (LSCN) do IFAM O moinho Emax combina vantagens de
diversos tipos de moinho tais como impacto de alta frequecircncia (moinho oscilante) atrito
37
intenso (moinho oscilante de discos) e movimentos rotativos controlados do vaso de moagem
(moinho de bolas planetaacuterio) o que proporciona um oacutetimo desempenho [55]
Na Figura 16 satildeo mostradas as imagens do moinho na imagem agrave esquerda observa-se a posiccedilatildeo
de fixaccedilatildeo dos dois jarros de moagem
Figura 16 Moinho High Energy Ball Mill Emax
Os suportes de cada vaso satildeo afixados sobre dois discos que giram no mesmo sentido
movendo assim os vasos por uma trajetoacuteria circular sem que estes modifiquem sua orientaccedilatildeo
A accedilatildeo combinada da geometria dos vasos e da mecacircnica do movimento gera um forte atrito
entre as bolas a amostra e as paredes do vaso bem como uma elevada aceleraccedilatildeo que lanccedila as
bolas com forte impacto contra a amostra junto agraves paredes do vaso Disso resulta uma melhor
mistura das partiacuteculas e uma menor granulometria final [55]
O moinho possui um sistema de resfriamento por aacutegua permitindo que a elevada
aplicaccedilatildeo de energia possa ser aproveitada com eficiecircncia no processo de moagem sem que a
amostra se superaqueccedila
A amostra foi colocada no jarro de moagem juntamente com 3 esferas de accedilo inoxidaacutevel
com massa total de 2092 g resultando numa BPR aproximada de 71 O jarro de moagem foi
levado a glove box onde foi realizado o vaacutecuo do ambiente com a posterior injeccedilatildeo de gaacutes
Argocircnio e a selagem do vaso de moagem Esse procedimento teve como objetivo evitar uma
possiacutevel oxidaccedilatildeo da amostra durante a moagem mecacircnica
38
Na Figura 17 eacute possiacutevel visualizar o jarro de moagem em dois momentos sendo o
primeiro entes do fechamento com as esferas e a amostra e posteriormente durante o processo
de fechamento dentro da glove box
Figura 17 Preparaccedilatildeo e selagem do vaso de moagem
O primeiro processo de moagem da mistura foi realizado durante uma hora Apoacutes esse
tempo o jarro foi aberto e feito uma Difraccedilatildeo de Raios X (DRX) da amostra Seguiu-se entatildeo
para selagem do vaso de moagem e preparaccedilatildeo para novo ciclo de moagem O intervalo de
moagem passou a ser de 3 horas sendo realizado em trecircs etapas de 1 hora entre cada etapa
houve um intervalo de 5 minutos para resfriamento da amostra realizadas sem abertura do jarro
de moagem
No procedimento foi utilizada a rotaccedilatildeo de 1000 rpm a temperatura do vaso variou de
27 degC agrave 39 degC no final da moagem Apoacutes as 3 horas de moagem o vaso foi aberto e realizou-se
um DRX da amostra Esse processo se repetiu por seis vezes tendo gerado intervalos de tempo
de1h 4hs 7hs 10hs 13hs 16hs e 19hs de moagem
O fim da moagem foi estabelecido com base na anaacutelise dos difratogramas da amostra e
da constataccedilatildeo de equiliacutebrio na evoluccedilatildeo ou formaccedilatildeo de novas fases
39
33 Difraccedilatildeo de Raios X
As medidas de DRX foram realizadas no Laboratoacuterio de Materiais (LabMat) da UFAM
utilizando um Difratocircmetro de Raio-X modelo Empyrean da PANalytical com radiaccedilatildeo CuKα1
de 1 5406 Aring e se dividiram em duas etapas
A primeira etapa foi realizada com os intervalos de 1h 4hs 7hs 10hs 13hs 16hs e 19
horas e teve como finalidade acompanhar a evoluccedilatildeo estrutural da amostra e confirmar a
formaccedilatildeo da fase uacutenica de Bi3Ni
A Figura 18 apresenta o porta amostra em duas etapas distintas a primeira com a
amostra sendo preparada adequadamente e na segunda pronta para a realizaccedilatildeo do DRX
Figura 18 Preparaccedilatildeo da amostra para realizaccedilatildeo de DRX
Os difratogramas experimentais gerados foram submetidos agrave identificaccedilatildeo das fases
cristalinas atraveacutes de comparaccedilotildees com padrotildees difratomeacutetricos disponibilizados no banco de
dados do Inorganic Crystal Structure Database ndash ICSD
Na Figura 19 apresenta-se o goniocircmetro difratocircmetro de raio-X modelo Empyrean da
PANalytical
40
Figura 19 Difratocircmetro de Raio-X modelo Empyrean da PANalytical
Os padrotildees usados de DRX foram os seguintes
Faixa de acircngulo 10 ndash 100deg
Velocidade de escaneamento 1deg min
Tempo aproximado de realizaccedilatildeo do difratograma 45 min
Tubo de raio-X de cobre (Cu)
Voltagem 40 kV
Corrente 30 mA
Divergecircncia de fenda 10 (deg)
Dispersatildeo de fenda 10 (deg)
A segunda etapa das medidas de DRX foi realizada com uso do forno e medidas in situ
tendo sido realizadas com a amostra moiacuteda por 19 horas nas temperaturas de 250 2500 3000 e
350 0C essas medidas tiveram a finalidade de acompanhar o comportamento estrutural em
funccedilatildeo da temperatura e estudar a estabilidade teacutermica da amostra Detalhes do forno estatildeo
ilustrados nas Figuras 20
41
Figura 20 Preparaccedilatildeo da amostra e porta amostra no forno do DRX
A primeira mediccedilatildeo foi realizada a temperatura de 25 oC seguindo-se de um
aquecimento a taxa de 10 oCmin ateacute atingir a temperatura de 250 oC apoacutes atingir a temperatura
procedeu-se uma execuccedilatildeo de uma isoteacutermica por 10 minutos antes da mediccedilatildeo in situ de DRX
O procedimento foi repetido para as temperaturas de 300 oC e 350 oC conforme pode-se
observar na rampa de aquecimento da Figura 21
Figura 21 Rampa de aquecimento para medidas in situ de DRX
34 Refinamento pelo Meacutetodo de Rietveld
Para realizaccedilatildeo dos refinamentos pelo MR desta dissertaccedilatildeo utilizou-se o programa
GSAS (General Structure Analysis System) e o EXPGUI [4748]
42
Para se descrever o formato dos picos de DRX utilizou-se a funccedilatildeo perfil pseudo-Voigt
de Thompson-Cox-Hasting modificada funccedilatildeo de perfil CW 4 no pacote GSAS que considera
o modelo anisotroacutepico de Stephens e efeitos de textura [4950]
Para o coeficiente de mistura (η) que determina as contribuiccedilotildees do alargamento
gaussiano (η = 0) e Lorentziano (η = 1) nas equaccedilotildees 5 e 6 foi utilizado neste trabalho o valor
de η = 075
Os coeficientes de alargamento instrumental V e W constantes na equaccedilatildeo 5 foram
previamente obtidos a partir do DRX de uma amostra padratildeo bem cristalizada e mantidos fixos
no refinamento dos dados experimentais
Para o caacutelculo do tamanho meacutedio de cristalito com o uso da equaccedilatildeo 7 utilizou-se o
valor de K = 091 e 120582=0154056 nm
O GSAS dispotildee de 8 tipos de funccedilotildees de background neste trabalho utilizou-se a funccedilatildeo
polinomial de Chebyshev o nuacutemero de termos variou tendo sido utilizados 20 termos na funccedilatildeo
polinomial para refinamentos com a presenccedila da fase amorfa e 6 termos apoacutes a cristalizaccedilatildeo da
fase amorfa
Para iniacutecio do refinamento no programa EXPGUI foi utilizado o diagrama de blocos da
Figura 12 e para o refinamento dos paracircmetros as correlaccedilotildees da tabela 3
35 Tratamento Teacutermico
Foi realizado um tratamento teacutermico na amostra moiacuteda por 19 horas com a finalidade
de promover o relaxamento dos defeitos e tensotildees causados durante a moagem mecacircnica e a
cristalizaccedilatildeo da fase amorfa presente A partir da temperatura ambiente 25 oC iniciou-se o
aquecimento a uma taxa de 10 oCmin A temperatura final foi de 800 oC seguindo-se do
desligamento do forno que se manteve fechado ateacute que a temperatura da amostra atingisse
25 oC Em seguida a amostra foi retirada do forno e foi realizado um DRX Utilizou-se um forno
tubular com tubo de quartzo e uma atmosfera com fluxo constante de gaacutes argocircnio ilustrado
na Figura 22
43
Figura 22 Forno utilizado para realizar o tratamento teacutermico
36 Calorimetria Diferencial de Varredura (DSC)
As medidas de DSC foram realizadas na amostra moiacuteda por 19 horas em uma ceacutelula
Netzsch modelo DSC 3500 Sirius pertencente ao Laboratoacuterio de Termo ciecircncias da UFAM
Para realizaccedilatildeo das medidas utilizou-se um fluxo de proteccedilatildeo de N2 a 50 mlmin com
temperatura inicial de 25 oC e temperatura final de 550 oC
Foram realizadas quatro medidas com as taxas de transferecircncia de calor de 25 oCmin
5 oCmin 10 oCmin e 20 oCmin Foram utilizados cadinhos (porta amostra) de alumiacutenio e a
massa meacutedia de 22 mg de amostra foi utilizada nos quatro experimentos
Na Figura 23 eacute mostrada a ceacutelula Netzsch modelo DSC 3500 Sirius onde foram
realizadas as medidas e os cadinhos sendo dois fechados e um com a amostra visiacutevel
Figura 23 Equipamento utilizado para realizar o DSC
44
4 RESULTADOS E DISCUSSOtildeES
41 Evoluccedilatildeo estrutural
A Figura 24 mostra a evoluccedilatildeo estrutural durante o processo de siacutentese conforme
descrito nos procedimentos experimentais Qualitativamente podemos ver nesta figura uma
modificaccedilatildeo gradativa dos padrotildees de difraccedilatildeo O pico mais intenso da amostra moiacuteda por 1
hora corresponde ao plano (1 0 -2) do Bi precursor
Acompanhando o comportamento deste plano em especiacutefico constata-se que entre a
primeira e a quarta hora o mesmo sofre apenas uma ligeira diminuiccedilatildeo Concomitantemente
com este decreacutescimo emergem pequenos novos picos em 2θ aproximadamente entre 28 e 35o
Com 7 horas de moagem os novos picos satildeo evidentes e foram identificados junto agrave base de
dados do ICSD como a estrutura desejada Bi3Ni grupo espacial Pnma (cartatildeo nuacutemero 391336)
Em 13 horas de moagem o pico do Bi atinge seu miacutenimo e segue estaacutevel ateacute 19 h de moagem
Dada a observaccedilatildeo da estabilizaccedilatildeo estrutural o processo foi interrompido Uma anaacutelise mais
detalhada dos difratogramas seraacute mostrada e discutida na sequecircncia
Figura 24 Padratildeo de difraccedilatildeo observado para amostra e Bi3Ni durante todo intervalo de moagem
10 20 30 40 50 60 70 80
19h
16h
1h
10h
1h
7h
4h
2(graus)
1h
13h
Inte
nsid
ade (
ua
)
45
Na Figura 25 mostramos a indexaccedilatildeo das fases na primeira hora de moagem onde foi
verificada o iniacutecio da nucleaccedilatildeo do Bi3Ni Tambeacutem eacute possiacutevel observar os picos do elemento
precursor minoritaacuterio no caso o Niacutequel (cartatildeo ICSD 64703)
Figura 25 Difratograma obtido apoacutes a primeira hora de moagem
Seguindo o processo de moagem conforme descrito nos procedimentos experimentais
a amostra foi moiacuteda por mais 3 horas totalizando 4 horas de moagem os difratogramas obtidos
satildeo apresentados nas Figuras 26 e 27 Nesta etapa jaacute natildeo eacute mais possiacutevel identificar a presenccedila
dos picos referentes ao niacutequel dessa forma somente satildeo observados os picos do bismuto e do
Bi3Ni Poreacutem como verificamos na Figura 24 a nucleaccedilatildeo da liga Bi3Ni continua ocorrendo
sistematicamente
Na Figura 26 mostramos uma comparaccedilatildeo do difratograma padratildeo de Bi3Ni (cartatildeo
nuacutemero 391336 do ICSD) com o difratograma da amostra moiacuteda por 4 horas plotados em
conjunto para destacar a nucleaccedilatildeo da fase de Bi3Ni
Na Figura 27 apresenta-se o resultado do refinamento pelo meacutetodo de Rietveld para as
4 horas de moagem Eacute possiacutevel verificar um bom acordo entre o padratildeo de DRX da amostra e
o padratildeo refinado por MR Os fatores de qualidade podem ser verificados na tabela 4 Neste
refinamento obtivemos uma fraccedilatildeo de fase equivalente a 67 de Bi e 33 de Bi3Ni
46
Figura 26 Difratograma da amostra moiacuteda durante 4 horas (curva com ruiacutedo) e o padratildeo idealizado
do Bi3Ni calculado a partir do arquivo CIF (cartatildeo ICSD no 391336)
Figura 27 Padratildeo observado no DRX (4horas) calculado e residual obtidos no refinamento pelo MR
10 20 30 40 50 60 70 80
23 24 25 26 27 28 29 30 31 32 33
Inte
nsid
ade (
ua
)
2(graus)
4 horas
CIF Bi3Ni
10 20 30 40 50 60 70 80
Experimental
Calculado
Residual
Inte
nsid
ade (
u a)
2 (graus)
4 horas
25 30 35 40 45
47
Em todas as etapas do processo de moagem foram obtidos refinamentos com iacutendices de
qualidade muito semelhantes Natildeo houve alteraccedilatildeo nos acircngulos da ceacutelula unitaacuteria do composto
de Bi3Ni que permanecerem com α= β= λ = 90o Os valores obtidos para os iacutendices de avaliaccedilatildeo
da qualidade e os paracircmetros de rede encontram-se na tabela 4
Tabela 4 Valores de Rwp e 1205362 obtidos nos refinamentos realizados durante o processo de moagem
mecacircnica para o Bi3Ni
Com os resultados obtidos nos refinamentos determinou-se as contribuiccedilotildees em
porcentagem de cada fase em funccedilatildeo do tempo de moagem Verifica-se que apoacutes a primeira
hora de moagem natildeo se identifica no difratograma a presenccedila de Ni entretanto a fase de Bi3Ni
continua nucleando indicando que ainda existe niacutequel disponiacutevel para a formaccedilatildeo desta fase
Pode-se conceber algumas hipoacuteteses para este fato A primeira refere-se agrave sensibilidade do
equipamento de DRX que natildeo identifica precisamente elementos com fraccedilatildeo de fase menor
que 10 Outa hipoacutetese provaacutevel pode ser atribuiacutea a uma adesatildeo do niacutequel nas paredes do jarro
de moagem ou nas esferas de accedilo tendo em vista sua ductilidade
Na Figura 28 foi plotado a fraccedilatildeo de cada uma das fases presentes no processo de
moagem em funccedilatildeo do tempo Fica evidente que apoacutes a primeira hora a fraccedilatildeo de fase do niacutequel
eacute zero mas continua ocorrendo a nucleaccedilatildeo do Bi3Ni que estabiliza em 13 horas
TEMPO DE MOAGEM RWP 1205362 PARAcircMETROS DE REDE DO BI3NI
a (Å) b (Å) c (Å) Volume (Å3)
4 HORAS 77 139 8890(9) 4102(1) 11502(1) 41949(6)
7 HORAS 70 137 8891(3) 4106(1) 11500(1) 41986(9)
10 HORAS 71 131 8888(1) 4104(8) 11495(1) 41939(5)
13 HORAS 65 124 8893(5) 4104(3) 11507(1) 42003(2)
16 HORAS 64 124 8888(7) 4102(9) 11499(9) 41940(1)
19 HORAS 63 123 8894(1) 4105(1) 11506(5) 42012(3)
48
Figura 28 Fraccedilatildeo das fases de Ni Bi e Bi3Ni em funccedilatildeo do tempo de moagem
Utilizando-se a equaccedilatildeo 7 com os dados obtidos no refinamento pelo MR calculou-se
o tamanho meacutedio dos cristalitos de Bi3Ni em funccedilatildeo do tempo de moagem Na Figura 29
apresenta-se em forma de um graacutefico os valores obtidos Observamos que entre a quarta e a
seacutetima hora haacute um aumento aproximado de 14 no tamanho meacutedio do cristalito pode-se
atribuir esse aumento a uma possiacutevel deformaccedilatildeo plaacutestica da amostra acarretando num
acreacutescimo da aacuterea de superfiacutecie o que aumentaria progressivamente a probabilidade de
soldagem a frio dessas partiacuteculas gerando assim um aumento do tamanho meacutedio do cristalito
Entre a seacutetima e a deacutecima hora de moagem ocorre uma reduccedilatildeo de 26 no tamanho do
cristalito maior valor percentual obtido entre intervalos de moagem Entre a deacutecima sexta e a
deacutecima nona hora haacute uma estabilizaccedilatildeo no processo de reduccedilatildeo do tamanho de cristalito
Obtivemos no final do processo uma reduccedilatildeo total de aproximadamente 59 o que representa
um tamanho meacutedio de cristalito na ordem de 2653 nm
Plota-se na Figura 29 um graacutefico com tamanho meacutedio de cristalito do composto Bi3Ni
em funccedilatildeo do tempo de moagem
0 5 10 15 20
0
20
40
60
80
100
Fra
ccedilao d
e fases (
)
Tempo de moagem ( horas)
Bi
Bi3Ni
Ni
49
Figura 29 Tamanho meacutedio de cristalito de Bi3Ni em funccedilatildeo do tempo de moagem
Natildeo houve formaccedilatildeo de novas fases ou aparentemente quaisquer outras alteraccedilotildees
significativas apoacutes a deacutecima terceira hora de moagem Os uacutenicos efeitos com a continuaccedilatildeo da
moagem foram a melhora da cristalizaccedilatildeo da fase de interesse e o aumento de intensidade do
perfil referente a fase amorfa Poreacutem o processo de moagem totalizou 19 horas a finalidade
deste intervalo apoacutes a estabilizaccedilatildeo de formaccedilatildeo da fase pretendida foi verificar a possibilidade
de oxidaccedilatildeo da amostra que ficou exposta ao ambiente durante a execuccedilatildeo do DRX
Observa-se nos difratogramas da Figura 24 a formaccedilatildeo de uma acentuada elevaccedilatildeo na
linha de base entre a faixa de 2θ que vai de aproximadamente 26deg a 36deg A forma ou perfil
dessa elevaccedilatildeo eacute um forte indicio do aparecimento de uma fase amorfa Para alcanccedilar bom
acordo nos refinamentos Rietveld foram necessaacuterios 20 termos na funccedilatildeo polinomial de
Chebyshev para descrever estas linhas de base (background)
Analisando-se portanto os difratogramas referentes agraves etapas de 10 13 16 e 19 horas
eacute possiacutevel identificar o crescimento dessa fase amorfa conforme mostramos na Figura 30
4 6 8 10 12 14 16 18 20
25
30
35
40
45
50
55
Ta
ma
nh
o m
eacuted
io d
e c
rista
lito
(n
m)
Tempo de moagem (horas)
50
Estas curvas satildeo particularmente interessantes uma vez que podemos avaliar as
distacircncias R entre os primeiros vizinhos da fase desordenada aplicando a equaccedilatildeo de Ehrenfest
que pode ser expressa como [56]
2Rsen(θ) = 123λ (14)
O maacuteximo destas curvas correspondem a 2θ ~29o o que nos leva a distacircncias aproximada
de 38 Aring Esta distacircncia natildeo fere nenhum viacutenculo de distancias entre os atamos para
Ni-Ni~248 Aring Ni-Bi~ 278 Aring Bi-Bi~308 Aring Bi-O~214 Aring
Figura 30 Comparaccedilatildeo das funccedilotildees de background para a amostra moiacuteda por 10 13 16 e 19 horas
Com objetivo de avaliar com mais detalhes a estrutura nanocristalina e amorfa
realizamos medidas de difraccedilatildeo com configuraccedilotildees que produzissem uma maior qualidade nos
dados obtidos utilizamos uma cacircmara com baixo vaacutecuo e aumentamos o tempo de aquisiccedilatildeo
dos dados
A Figura 31 mostra o padratildeo obtido para a amostra final moiacuteda por 19 horas
Destacamos a evidente fase amorfa que se forma
10 20 30 40 50 60 70 80
19 horas
16 horas
13 horas
10 horas
Inte
nsid
ade (
u a)
2 (graus)
51
Figura 31 Formaccedilatildeo da fase amorfa na amostra de Bi3Ni apoacutes 19 horas de moagem
Comparando o padratildeo de DRX obtido para amostra moiacuteda por 19 horas com o
difratograma padratildeo de Bi3Ni (cartatildeo nuacutemero 391336 do ICSD) pode-se constatar a
equivalecircncia dos picos conforme apresentada Figura 32
Com os difratogramas de maior resoluccedilatildeo verificamos a presenccedila embora em uma
pequena fraccedilatildeo de Bi (ICSD no 64703) Assim como uma ligeira sugestatildeo da existecircncia de
Bi2O3 (ICSD no 41764) vislumbra-se essa fase em virtude da possiacutevel oxidaccedilatildeo da amostra
devido as sucessivas aberturas do jarro de moagem para realizaccedilatildeo do DRX entretanto
diferentemente do que se percebe para o bismuto natildeo haacute nenhum pico referente ao oxido de
bismuto
Na posiccedilatildeo de 2θ~27o existe um pico caracteriacutestico do Bi2O3 entretanto mesmo com a
melhor resoluccedilatildeo do DRX natildeo eacute possiacutevel distinguir claramente a fase do oxido de bismuto
assim durante o processo de refinamento pelo MR natildeo foi adicionada a fase relativa ao oxido
O refinamento pelo meacutetodo de Rietveld referente a amostra moiacuteda por 19h encontra-se
na Figura 33 percebe-se a boa concordacircncia obtida para a fase de interesse Bi3Ni e a fase
20 30 40 50 60 70 80
Bi
Inte
nsid
ade (
u a)
2 (graus)
Bi
20 25 30 35 40 45
52
amorfa O asterisco indicando o pico principal do Bi salienta que essa fase por contribuir
modestamente em um difratograma tatildeo complexo natildeo eacute bem ajustada
Figura 32 Difratograma da amostra moiacuteda 19h em conjunto com os CIFs de o Bi3Ni Bi e Bi2O3
Figura 33 Difratograma da amostra moiacuteda 19h e refinada por meacutetodo de Rietveld partindo dos CIFs
do Bi3Ni Bi
20 30 40 50 60 70 80
19 horas
Bi3Ni
Bi
Bi2O
3
In
tensid
ade (
u a)
2 (graus)
25 30 35 40
20 30 40 50 60 70 80
Experimental (19h)
Calculado
Residual
Inte
nsid
ade (
u a)
2 (graus)
20 25 30 35 40 45 50
53
Os trabalhos cientiacuteficos que versam sobre a produccedilatildeo e a caracterizaccedilatildeo do composto
Bi3Ni descrevem que a siacutentese pode ser realizada por vaacuterios mecanismos normalmente as
metodologias mais usadas para obtenccedilatildeo envolvem os processos em meio quiacutemico a
eletrodeposiccedilatildeo e a solidificaccedilatildeo raacutepida Em alguns casos utilizou-se longos processos teacutermicos
que envolvem a permanecircncia da amostra num forno de resistecircncia a 1100 degC durante 3 dias
[13] ou processos de sinterizaccedilatildeo com recozimento a vaacutecuo a temperatura de 1000 degC por 24
horas [15] Relata-se tambeacutem que conforme ocorreu neste trabalho algumas amostras
apresentam pequenos traccedilos de Bi em sua composiccedilatildeo final [13]
Dessa forma o primeiro desafio desse trabalho foi produzir uma fase uacutenica de Bi3Ni por
meio da moagem mecacircnica entretanto verificou-se no resultado obtido no DRX e no
refinamento pelo MR que a fase de Bi3Ni embora apresente uma fraccedilatildeo de 999 ainda possui
leves traccedilos do pico mais intenso de bismuto (indicado por um asterisco na Figura 33) Uma
proposta futura seria portanto acrescentar uma pequena quantidade de Ni para interagir com
esse Bi remanescente
42 Medidas de DRX in situ
Com o objetivo de estudar a estabilidade teacutermica e acompanhar a evoluccedilatildeo estrutural da
amostra em funccedilatildeo da temperatura foram realizadas medidas de DRX in situ conforme
descrito nos procedimentos experimentais A Figura 34 apresenta os quatro difratogramas
obtidos
A temperatura de 25 oC observa-se uma fase uacutenica do composto Bi3Ni (com jaacute
mencionado anteriormente a amostra possui uma leve indicaccedilatildeo da presenccedila de bismuto) que
possui estrutura ortorrocircmbica e grupo espacial Pnma eacute a mesma apresentada na Figura 32
A medida que aumentamos a temperatura conforme descrito na seccedilatildeo 3 Figura 21
inicia-se uma transformaccedilatildeo do composto inicial para o crescimento da fase tetragonal de Bi2O3
(ICSD no 41764) e da fase precursora de Bi Essa alteraccedilatildeo na composiccedilatildeo da amostra ocorre
em virtude da degradaccedilatildeo da fase Bi3Ni que conforme eleva-se a temperatura tem sua fraccedilatildeo
diminuiacuteda conforme verifica-se na Figura 36 Embora as medidas in situ terem sido feitas em
baixo vaacutecuo natildeo foi impedido o crescimento do Bi2O3
54
Na Figura 34 encontram-se plotados os DRX referentes as medidas realizadas em 25o
250o 300o e 350 oC as curvas foram deslocadas verticalmente para melhor comparaccedilatildeo
Figura 34 Padratildeo observado nos DRX da amostra submetida a aquecimento
A temperatura de 250 oC temos a ocorrecircncia de trecircs fases Bi3Ni Bi2O3 e Bi
O refinamento estrutural pelo meacutetodo de Rietveld estaacute mostrado na Figura 35 Mesmo tratando-
se de uma amostra com um elevado nuacutemeros de pico aleacutem da presenccedila de uma fase amorfa o
acordo entre o experimental e o calculado eacute notaacutevel Os valores dos iacutendices de avaliaccedilatildeo da
qualidade do refinamento referentes as quatro medidas realizadas encontram-se na tabela 5
20 30 40 50 60 70 80
350 0C
300 0C
250 0C
Inte
nsid
ade (
ua
)
2 (graus)
25 0C
55
Figura 35 Padratildeo obtidos no refinamento pelo MR para amostra aquecida a 250 0C
Tabela 5 Valores de Chi2 e de Rwp obtidos nos refinamentos realizados durante o processo de
aquecimento
A temperatura de 300 oC comeccedila a formaccedilatildeo da uma nova fase cubica de grupo espacial
I23 o Bi12NiO19 em detrimento da diminuiccedilatildeo da fase de Bi3Ni Aleacutem do aumento da fraccedilatildeo
da fase de Bi2O3
Temperatura de realizaccedilatildeo da medida Rwp 1205362
25 0C 69 23
250 0C 83 18
300 0C 98 26
350 0C 99 25
10 20 30 40 50 60 70 80
Inte
nsid
ade (
ua
)
2 (graus)
Experimental
Calculado
Residual
250 0C
25 30 35 40
56
O uacuteltimo DRX foi realizado a 350 oC a principal alteraccedilatildeo dessa medida refere-se ao
fato da inexistecircncia de picos referentes agrave fase Bi3Ni A fase majoritaacuteria torna-se agora a fase
referente ao Bi e a fase Bi12NiO19 (indexado na base de dados PDF2 mas natildeo na base de dados
ICSD) permanece estaacutevel isto eacute sem alteraccedilotildees significativas em sua fraccedilatildeo O fato de estarem
presentes picos referentes ao Bi mesmo apoacutes termos ultrapassado a temperatura de fusatildeo pode
ser explicado levando-se em consideraccedilatildeo a baixa condutividade teacutermica do bismuto aliado ao
excesso de defeitos produzidos na moagem assim natildeo obteve-se a fusatildeo do elemento
Utilizamos os dados obtidos nos refinamentos para plotar o graacutefico exposto na Figura
36 onde eacute possiacutevel observar a fraccedilatildeo de cada fase em funccedilatildeo da temperatura de execuccedilatildeo do
DRX Percebe-se a raacutepida decomposiccedilatildeo da fase de Bi3Ni que entre 250 oC e 350 oC apresenta
uma reduccedilatildeo percentual de aproximadamente 88 concomitantemente ao crescimento
percentual da fase de Bi
Figura 36 Fraccedilotildees de fase em funccedilatildeo da temperatura de realizaccedilatildeo do DRX in situ
O DRX realizado na amostra a 350 oC eacute mostrado na Figura 37 em conjunto aos CIFs
das fases constituintes Para a fase Bi12NiO19 natildeo foi encontrado o CIF no banco de dados do
Inorganic Crystal Structure Database (ICSD) Para refinar utilizando o meacutetodo de Rietveld
partimos do protoacutetipo estrutural de Bi26-x Mx O40-y (M = Mg Al Co Ni) O CIF desta fase
25 75 125 175 225 275 325 375
0
20
40
60
80
100
Fra
ccedilao d
e F
ases (
)
Temperatura (0C)
Bi3Ni
Bi2O
3
Bi
Bi12
NiO19
57
resultante estaacute mostrado em vermelho na Figura 37 e uma representaccedilatildeo da ceacutelula unitaacuteria na
Figura 38 os aacutetomos de oxigecircnio estatildeo representados na cor vermelha e o niacutequel em verde
Figura 37 Padratildeo observado no DRX da amostra em 350 oC em comparaccedilatildeo com o CIF das fases
constituintes
Figura 38 Projeccedilatildeo do eixo a e em perspectiva do Bi12NiO19
10 20 30 40 50 60 70 80
Inte
nsid
ade (
ua
)
2(graus)
350 graus
Bi2O
3
Bi
Bi12
NiO19
20 25 30 35 40 45 50 55
58
O refinamento estrutural utilizando estas fases estaacute mostrado na Figura 39 e os valores
referentes aos paracircmetros de rede obtidos para o refinamento da fase Bi12NiO19 constam na
tabela 6
Figura 39 Padratildeo obtidos no refinamento pelo MR para amostra aquecida a 350 0C
Tabela 6 Paracircmetros da ceacutelula unitaacuteria da estrutura Bi12NiO19
A Figura 40 conteacutem as fotografias retiradas do forno do difratocircmetro antes e apoacutes a
realizaccedilatildeo da medida Eacute possiacutevel verificar que a amostra devido a dilataccedilatildeo volumeacutetrica e a
fusatildeo do bismuto transborda o porta amostra
Paracircmetros de Rede a = b=c=10258(8) Aring
Acircngulos α = β = γ = 900
Volume da ceacutelula 107966(2) Aring3
Grupo de simetria Cuacutebico
Grupo espacial I23
10 20 30 40 50 60 70 80
Inte
nsid
ade (
ua
)
2 (graus)
Calculado
Experimental
Residual
350 0C
20 25 30 35 40 45
59
Figura 40 Fotografia do forno do DRX antes a apoacutes a realizaccedilatildeo das medidas
43 Calorimetria Diferencial de Varredura (DSC)
Com a finalidade de estudar e melhor entender a evoluccedilatildeo estrutural da amostra
observada nas medidas in situ realizou-se medidas DSC conforme descrito nos procedimentos
experimentais a temperatura final foi de 550 oC
Na Figura 41 mostramos as medidas DSC feitas em diferentes taxas de aquecimento
realizadas na amostra moiacuteda por 19 horas Em todas as 4 medidas vemos comportamentos
exoteacutermicos e endoteacutermicos Os picos endoteacutermicos ocorreram a uma temperatura aproximada
de 270 0C temperatura essa equivalente ao ponto de fusatildeo do bismuto e foram atribuiacutedos a
fusatildeo do Bi ocorrida em duas etapas
Comparando-se os resultados obtidos nas medidas in situ onde observamos a nucleaccedilatildeo
de uma nova fase a partir da temperatura de 250 oC com os resultados obtidos no DSC podemos
concluir que o pico exoteacutermico presente no termograma corresponde agrave nucleaccedilatildeo da fase de
Bi2O3
Com a finalidade de calcular a energia de ativaccedilatildeo (Ea) necessaacuteria para promover essa
nucleaccedilatildeo aplicamos a metodologia proposta por Kissinger [2] Conforme indicado na Figura
41 as 4 medidas foram feitas com taxas de aquecimento de 25 5 10 e 20 oCmin
60
A Figura 42 mostra em detalhes a Figura 41 onde vemos os valores das temperaturas
de pico de cristalizaccedilatildeo (Tc) e as referidas taxas de aquecimento (120591) Como era esperado a
medida que a taxa de aquecimento aumenta a temperatura de pico tambem aumenta
Figura 41 Termograma DSC plotados em conjunto para os diferentes fluxos de calor
Figura 42 Espectros DSC com as temperaturas de pico e suas respectivas taxas de aquecimento
100 150 200 250 300 350 400 450 500 550
250Cmin
50Cmin
100Cmin
fluxo d
e c
alo
r (u
a)
Temperatura (0C)
200Cmin
exo
230 235 240 245 250 255 260 265 270 275 280 285
250Cmin
50Cmin
100Cmin
fluxo d
e c
alo
r (u
a )
Temperatura (0C)
242 0C
252 0C
266 0C
278 0C
200Cmin
exo
61
Com os dados fornecidos na Figura 42 pode-se calcular a energia de ativaccedilatildeo referente
a nucleaccedilatildeo da fase de Bi2O3 Plotando-se um graacutefico linear de ln(120591
1198791198882) versus
1
119879119888 onde o
coeficiente angular eacute (minus119864119886
119877) obteacutem-se a energia de ativaccedilatildeo A Figura 43 apresenta a
linearizaccedilatildeo da equaccedilatildeo 16 de onde se obteacutem a energia de ativaccedilatildeo do processo de nucleaccedilatildeo
do Bi2O3
Figura 43 Graacutefico linear do ln(120591
1198791198882) versus
1
119879119888
Logo considerando as relaccedilotildees anteriormente definidas eacute possiacutevel calcular a energia de
ativaccedilatildeo uma vez que m = (minus119864119886
119877) e R = 831 jmol K Desse modo a energia de ativaccedilatildeo
necessaacuteria para promover a nucleaccedilatildeo da fase Bi2O3 eacute de 12465 kJmol
A metodologia proposta permitiria tambeacutem calcular a energia de ativaccedilatildeo necessaacuteria
para cristalizar a fase amorfa as medidas de DSC foram planejadas ateacute a temperatura de
550 oC devido a limitaccedilotildees do equipamento poreacutem como fica evidente na Figura 41 natildeo se
observa nenhum pico exoteacutermico apoacutes os 350 oC que se possa estar associado a cristalizaccedilatildeo da
fase amorfa O pico exoteacutermico existente como jaacute mencionado ocorreu a uma temperatura que
variou de 242 0C agrave 278 0C e refere-se agrave nucleaccedilatildeo de fase
182 184 186 188 190 192 194
-115
-110
-105
-100
-95
ln (
T2 c)
1Tc (10
-3 k
-1)
62
44 Tratamento teacutermico
Apoacutes a realizaccedilatildeo das medidas de DRX in situ e das medidas de DSC a fase amorfa
ainda se encontrava presente assim foi realizado um tratamento teacutermico com a finalidade de
promover a cristalizaccedilatildeo da fase amorfa presente
O tratamento teacutermico foi realizado a uma taxa constante de 10 0Cmim ateacute a temperatura
de 800 0C com a atmosfera protegida por gaacutes argocircnio Na Figura 44 apresenta-se o difratograma
da amostra realizado apoacutes o do tratamento teacutermico vemos no detalhe que a acentuada elevaccedilatildeo
na linha de base entre a faixa de 2θ que vai de aproximadamente 26deg agrave 36deg e que corresponde
a fase amorfa desapareceu completamente
Figura 44 Difratograma da amostra apoacutes tratamento teacutermico
Para a amostra tratada termicamente foram identificadas trecircs fases similar ao observado
nas medias in situ a 350 oC foram identificadas a fase cuacutebica Bi12NiO19 a fase tetragonal de
Bi2O3 (ICSD no 41764) e a fase romboeacutedrica de Bismuto (ICSD no 64703) Na Figura 45
apresentamos o padratildeo observado plotado juntamente com o CIF das 3 fases identificadas
10 20 30 40 50 60 70 80
Inte
nsid
ad
e (
ua
)
2 (graus)
Pos Tratamento Teacutermico
20 25 30 35 40 45 50 55 60
63
Figura 45 Difratograma da amostra apoacutes tratamento teacutermico em conjunto com os CIFs de Bi Bi2O3 e
Bi12NiO19
Pode-se verificar no padratildeo do difratograma da Figura 45 que pelo formato da linha de
base obtida ocorreu a cristalizaccedilatildeo da fase amorfa e as fases identificadas correspondem aos
picos presentes no DRX da amostra
O refinamento realizado pelo MR confirmou a identificaccedilatildeo das fases contidas na
amostra no sentido da exata correspondecircncia entre os picos obtidos nos padrotildees calculados e
observados As fraccedilotildees das fases da amostra que sofreu tratamento teacutermico em comparaccedilatildeo com
as fraccedilotildees obtidas no DRX in situ estatildeo apresentados na tabela 7
Tabela 7 Fraccedilotildees das fases apoacutes tratamento teacutermico e DRX in situ a 350 oC
Fraccedilatildeo das fases Tratamento Teacutermico DRX in situ a 350 oC
Bi12NiO19 90 137
Bi2O3 89 20
Bi 11 663
10 20 30 40 50 60 70 80
Inte
nsid
ade (
ua
)
2 (graus)
Observado
Bi
Bi2O
3
Bi12
NiO19
25 30 35 40 45 50 55
64
O aumento da temperatura propicia a nucleaccedilatildeo das fases de Bi2O3 e Bi12NiO19 em
detrimento da diminuiccedilatildeo da fase Bi3Ni
O refinamento pelo meacutetodo de Rietveld para amostra que sofreu tratamento teacutermico
apresentou uma boa concordacircncia para os perfis calculado e experimental Nesse refinamento
foi utilizado o CIF modificado de Bi12NiO19 Na Figura 46 temos o padratildeo experimental e o
calculado obtidos no refinamento pelo MR
Figura 46 Padratildeo observado e experimental refinado pelo MR para amostra tratada termicamente
Compara-se na Figura 47 os difratogramas obtidos para amostra tratada termicamente e
para o DRX in situ a temperatura de 350 oC eacute possiacutevel identificar a correspondecircncia entre os
picos entretanto eacute notaacutevel a diferenccedila na linha de base do difratograma referente ao DRX in
situ contra o DRX da amostra submetida a tratamento teacutermico Pode-se concluir que para
ocorrer a cristalizaccedilatildeo da fase amorfa eacute necessaacuterio que a temperatura do tratamento teacutermico seja
superior a 550 0C
10 20 30 40 50 60 70 80
Inte
nsid
ade (
ua
)
2 (graus)
Calculado
Experimental
Residual
Pos Tratamento Teacutermico
65
Outro fenocircmeno perceptiacutevel eacute o deslocamento em 2θ da posiccedilatildeo dos picos O
difratograma da amostra que foi ao forno do DRX tem a posiccedilatildeo dos seus picos deslocados para
direita em comparaccedilatildeo ao observado no CIF do Bi12NiO19 e no DRX da amostra que passou
por tratamento teacutermico Podemos associar esse deslocamento a contraccedilatildeo do volume da ceacutelula
unitaacuteria Considerando o valor padratildeo do volume do composto Bi12NiO19 constante na tabela
5 ocorreu uma reduccedilatildeo de volume de aproximadamente 155 para amostra tratada
termicamente e uma variaccedilatildeo positiva de 005 para amostra do DRX in situ Na Figura 47
plotamos juntos os difratogramas da amostra tratada termicamente da amostra que realizou a
medida in situ a 350 0C e o CIF do Bi12NiO19
Figura 47 Difratogramas das amostras apoacutes tratamento teacutermico e DRX in situ em conjunto com o
CIF do Bi12NiO19
O tratamento teacutermico realizado produziu o resultado esperado cristalizando a fase
amorfa As fases presentes na amostra apoacutes a realizaccedilatildeo do tratamento estatildeo em conformidade
agraves encontradas nas medidas de DRX in situ
20 30 40 50 60 70 80
Bi
Inte
nsid
ade (
u a)
2 (graus)
Bi
20 25 30 35 40 45
66
5 CONCLUSAtildeO
A sintetizaccedilatildeo do composto nanoestruturado de Bi3Ni foi realizado de modo eficiente
apoacutes 13 horas de moagem mecacircnica
As medidas de difraccedilatildeo de Raio X possibilitaram acompanhar a evoluccedilatildeo estrutural e a
nucleaccedilatildeo da fase de Bi3Ni O refinamento realizado pelo Meacutetodo de Rietveld proporcionou a
quantificaccedilatildeo dos paracircmetros cristalograacuteficos tais como paracircmetros de rede volume da ceacutelula
unitaacuteria fraccedilatildeo das fases presentes e tamanho de cristalito Os fatores de qualidade e
convergecircncia alcanccedilaram valores satisfatoacuterios correspondendo a exata simulaccedilatildeo do padratildeo
observado
A anaacutelise teacutermica realizada por meio das medidas de DRX in situ permitiu o estudo da
estabilidade teacutermica e o acompanhamento da evoluccedilatildeo estrutural da amostra em funccedilatildeo da
temperatura Foi possiacutevel identificar duas novas fases presentes o Bi2O3 e Bi12NiO19 nucleadas
agraves custas da fase de Bi3Ni Na temperatura de 350 oC a amostra eacute composta das fases Bi12NiO19
Bi2O3 e Bi
As medidas de DSC realizadas ateacute a temperatura de 550 oC e com quatro diferentes
taxas de aquecimento foram utilizadas para se calcular com o uso da equaccedilatildeo de Kissinger a
energia de ativaccedilatildeo (Ea) necessaacuteria para promover a nucleaccedilatildeo do composto Bi12NiO19 que eacute de
12465 kJmol
O tratamento teacutermico no forno ateacute 800 oC promoveu o relaxamento dos defeitos e
tensotildees causadas durante a moagem mecacircnica e a cristalizaccedilatildeo da fase amorfa natildeo sendo mais
possiacutevel identificar no DRX realizado o perfil referente a essa fase Identificou-se novamente a
fase Bi12NiO19 aleacutem da ocorrecircncia das fases de Bi2O3 e Bi jaacute identificadas nas medidas de
DRX in situ confirmando a consistecircncia dos resultados obtidos por dois ensaios diferentes
Pocircde-se verificar o mesmo fenocircmeno em todos os ensaios que envolveram o
aquecimento da amostra Ao aquecer-se o Bi3Ni ocorre um processo de oxidaccedilatildeo que resulta
na formaccedilatildeo da fase de Bi2O3 e a fase de Bi12NiO19 todas associadas ao consumo de Bi da fase
Bi3Ni
Para realizaccedilatildeo de estudos futuros com o intuito de se obter a fase uacutenica de Bi3Ni
pode-se alterar ligeiramente as massas dos produtos com a adiccedilatildeo de um pouco de niacutequel
67
Pode-se melhorar o controle das condiccedilotildees de realizaccedilatildeo dos tratamentos teacutermicos com o
intuito de se evitar a oxidaccedilatildeo A realizaccedilatildeo de medidas de DSC ateacute a temperatura de 800 0C
poderaacute revelar picos exoteacutermicos e propiciar condiccedilotildees para se calcular a energia necessaacuteria
para promover a cristalizaccedilatildeo da fase amorfa
68
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4
ABSTRACT
From the mixture of the elementary powders of bismuth (Bi) and nickel (Ni) the
nanostructured compound of Bi3Ni was produced using the Mechanical Synthesis technique
The structural properties of the sample were investigated by X-ray diffraction combined with
the Rietveld method In order to study the thermal stability and to follow the structural behavior
of the sample as a function of temperature XRD measurements were performed in situ in
addition to differential scanning calorimetry (DSC) measurements The milling process totaled
19 hours after the thirteenth hour of milling there was no occurrence of new phases only an
improvement of the crystallization rate and a decrease of the crystallite size occurred An
enlarged peak is present the shape and profile of this elevation is a strong indication of the
appearance of an amorphous phase The results of the DSC together with XRD clarify the
dynamics of nucleation and transformation of new phases such as Bi12NiO19 and Bi2O3 which
starts to form as the sample is heated With the use of the Kissinger equation it was possible to
calculate the energy required for nucleation of this new phase A thermal treatment was carried
out in order to promote the crystallization of the present amorphous phase as well as to study
the structural evolution of the compound as a function of temperature The medium used to
synthesize the Bi3Ni alloy proved to be efficient and the structural and thermal analyzes used
in this work demonstrate the consistency and consistency of the results obtained and the
proposed objectives
Keywords Diffraction X-rays (DRX) mechanical synthesis Method of Rietveld
5
LISTA DE FIGURAS
Figura 1 Projeccedilatildeo dos eixos a b c e em perspectiva respectivamente do Bi (ICSD 64703) 10
Figura 2 Projeccedilatildeo do eixo a e em perspectiva respectivamente do Ni (ICSD 41508) 10
Figura 3 Projeccedilatildeo dos eixos a b e c do composto Bi3Ni (ICSD 391336) 12
Figura 4 Representaccedilatildeo em perspectiva do arranjo octaeacutedrico da cadeia de Bi3Ni (ICSD 391336) 12
Figura 5 Diagrama de Fases Bi-Ni e entalpia de formaccedilatildeo do Bi3Ni e BiNi 14
Figura 6 As 14 redes de Bravais 16
Figura 7 Representaccedilatildeo das fases presentes no processo de SM 18
Figura 8 Modelo de um material nanomeacutetrico Os ciacuterculos pretos e brancos representam
respectivamente a componente cristalina e a interfacial 19
Figura 9 Representaccedilatildeo geomeacutetrica da Lei de Bragg 22
Figura 10 Padratildeo de difraccedilatildeo para Cristal perfeito cristal real e liquido ou amorfo
respectivamente 24
Figura 11 Representaccedilatildeo esquemaacutetica de um difratocircmetro 25
Figura 12 Diagrama de blocos com ordem dos procedimentos para iniacutecio do refinamento no
EXPGUI 31
Figura 13 Interface do EXPGUI para refinamento dos paracircmetros 32
Figura 14 Ilustraccedilatildeo da configuraccedilatildeo de um DSC e do fluxo de calor 34
Figura 15 Representaccedilatildeo graacutefica dos padrotildees geneacutericos de picos apresentados no DSC 34
Figura 16 Moinho High Energy Ball Mill Emax 37
Figura 17 Preparaccedilatildeo e selagem do vaso de moagem 38
Figura 18 Preparaccedilatildeo da amostra para realizaccedilatildeo de DRX 39
Figura 19 Difratocircmetro de Raio-X modelo Empyrean da PANalytical 40
Figura 20 Preparaccedilatildeo da amostra e porta amostra no forno do DRX 41
Figura 21 Rampa de aquecimento para medidas in situ de DRX 41
Figura 22 Forno utilizado para realizar o tratamento teacutermico 43
Figura 23 Equipamento utilizado para realizar o DSC 43
Figura 24 Padratildeo de difraccedilatildeo observado para amostra e Bi3Ni durante todo intervalo de moagem 44
Figura 25 Difratograma obtido apoacutes a primeira hora de moagem 45
6
Figura 26 Difratograma da amostra moiacuteda durante 4 horas (curva com ruiacutedo) e o padratildeo
idealizado do Bi3Ni calculado a partir do arquivo CIF (cartatildeo ICSD no 391336) 46
Figura 27 Padratildeo observado no DRX (4horas) calculado e residual obtidos no refinamento
pelo MR 46
Figura 28 Fraccedilatildeo das fases de Ni Bi e Bi3Ni em funccedilatildeo do tempo de moagem 48
Figura 29 Tamanho meacutedio de cristalito de Bi3Ni em funccedilatildeo do tempo de moagem 49
Figura 30 Comparaccedilatildeo das funccedilotildees de background para a amostra moiacuteda por 10 13 16 e
19 horas 50
Figura 31 Formaccedilatildeo da fase amorfa na amostra de Bi3Ni apoacutes 19 horas de moagem 51
Figura 32 Difratograma da amostra moiacuteda 19h em conjunto com os CIFs de o Bi3Ni Bi e Bi2O3 52
Figura 33 Difratograma da amostra moiacuteda 19h e refinada por meacutetodo de Rietveld partindo dos
CIFs do Bi3Ni Bi e Bi2O3 52
Figura 34 Padratildeo observado nos DRX da amostra submetida a aquecimento 54
Figura 35 Padratildeo obtidos no refinamento pelo MR para amostra aquecida a 250 0C 55
Figura 36 Fraccedilotildees de fase em funccedilatildeo da temperatura de realizaccedilatildeo do DRX in situ 56
Figura 37 Padratildeo observado no DRX da amostra em 350 oC em comparaccedilatildeo com o CIF das fases
constituintes 57
Figura 38 Projeccedilatildeo do eixo a e em perspectiva do Bi12NiO19 57
Figura 39 Padratildeo obtidos no refinamento pelo MR para amostra aquecida a 350 0C 58
Figura 40 Fotografia do forno do DRX antes a apoacutes a realizaccedilatildeo das medidas 59
Figura 41 Termograma DSC plotados em conjunto para os diferentes fluxos de calor 60
Figura 42 Espectros DSC com as temperaturas de pico e suas respectivas taxas de aquecimento 60
Figura 43 Graacutefico linear do ln1205911198791198882 versus 1119879119888 61
Figura 44 Difratograma da amostra apoacutes tratamento teacutermico 62
Figura 45 Difratograma da amostra apoacutes tratamento teacutermico em conjunto com os CIFs de Bi
Bi2O3 e Bi12NiO19 63
Figura 46 Padratildeo observado e experimental refinado pelo MR para amostra tratada termicamente 64
Figura 47 Difratogramas das amostras apoacutes tratamento teacutermico e DRX in situ em conjunto
com o CIF do Bi12NiO19 65
7
LISTA DE TABELAS
Tabela 1 Principais variaacuteveis envolvidas no processo de siacutentese mecacircnica 21
Tabela 2 Relaccedilatildeo entre os fatores instrumentais e os efeitos sobre os picos de DRX 26
Tabela 3 Correlaccedilotildees e definiccedilotildees para as variaacuteveis envolvidas no refinamento pelo
MR no EXPGUI 33
Tabela 4 Valores de Rwp e 1205362 obtidos nos refinamentos realizados durante o processo de
moagem mecacircnica 47
Tabela 5 Valores de Chi2 e de Rwp obtidos nos refinamentos realizados durante o
processo de aquecimento 55
Tabela 6 Paracircmetros da ceacutelula unitaacuteria da estrutura Bi12NiO19 58
Tabela 7 Fraccedilotildees das fases apoacutes tratamento teacutermico e DRX in situ a 350 oC 63
8
SUMAacuteRIO
DEDICATOacuteRIA 3
AGRADECIMENTOS 6
RESUMO 3
ABSTRACT 4
LISTA DE FIGURAS 5
LISTA DE TABELAS 7
SUMAacuteRIO 8
1 INTRODUCcedilAtildeO 9
2 FUNDAMENTACcedilAtildeO TEOacuteRICA 12
21 O composto Bi3Ni 12
22 Estruturas Cristalinas 15
23 Siacutentese Mecacircnica 17
24 Difraccedilatildeo de Raios X 21
241 Difratocircmetro 24
25 Meacutetodo de Rietveld 26
251 Iacutendices de avaliaccedilatildeo da qualidade do refinamento 30
252 GSAS-EXPGUI 31
25 Calorimetria Diferencial de Varredura 33
3 PROCEDIMENTOS EXPERIMENTAIS 36
31 Produccedilatildeo da Amostra 36
32 Siacutentese Mecacircnica 36
33 Difraccedilatildeo de Raios X 39
34 Refinamento pelo Meacutetodo de Rietveld 41
35 Tratamento Teacutermico 42
36 Calorimetria Diferencial de Varredura (DSC) 43
4 RESULTADOS E DISCUSSOtildeES 44
41 Evoluccedilatildeo estrutural 44
42 Medidas de DRX in situ 53
43 Calorimetria Diferencial de Varredura (DSC) 59
44 Tratamento teacutermico 62
5 CONCLUSAtildeO 66
6 REFEREcircNCIAS 68
9
1 INTRODUCcedilAtildeO
Os materiais nanoestruturados satildeo definidos como materiais policristalinos de fase
simples ou multifaacutesicos com tamanho de gratildeo na ordem de nanocircmetros tipicamente menores
que 100 nm [1]
O estudo e a pesquisa dos materiais nanoestruturados vem nos uacuteltimos anos
despertando interesse na comunidade cientiacutefica Por causa dessas pequenas dimensotildees esses
materiais satildeo estruturalmente caracterizados por uma grande fraccedilatildeo volumeacutetrica de contornos
de gratildeo ou interfaces os quais podem alterar significativamente uma variedade de
propriedades fiacutesicas e quiacutemicas quando comparadas aos materiais cristalinos convencionais
(normalmente denominados bulk) [2]
Pode-se exemplificar essas mudanccedilas nas propriedades fiacutesicas utilizando-se como
exemplo o comportamento do ouro (Au) que apresenta uma reduccedilatildeo em seu ponto de fusatildeo
quando se encontra na forma nanoestruturada Enquanto que na forma de bulk o ouro possui
ponto de fusatildeo de aproximadamente 1064 degC na forma nanomeacutetrica (com cristais menores
que 5 nm) seu ponto de fusatildeo eacute da ordem de 300 degC [3]
Os materiais nanoestruturados podem ser sintetizados de diversas formas como por
exemplo eletrodeposiccedilatildeo [4] spray pyrolysis [5] sol-gel [6] deposiccedilatildeo de vapor fiacutesico [7]
solidificaccedilatildeo raacutepida [8] siacutentese mecacircnica [9] dentre outros As metodologias e teacutecnicas de
siacutentese podem alterar consideravelmente as propriedades dos compostos resultantes isso se
deve ao fato desses materiais nanoestruturados serem metaestaacuteveis e suas propriedades
dependerem do modo de preparaccedilatildeo da variaccedilatildeo do tempo temperatura pressatildeo Em geral
nos materiais nanoestruturados a componente interfacial ou contornos de gratildeo podem
corresponder a ateacute 50 do volume do material [10]
Neste trabalho utilizou-se a teacutecnica de siacutentese mecacircnica (SM) para produccedilatildeo de um
composto contendo bismuto e niacutequel a qual possibilita a produccedilatildeo de nanoestruturados em
temperaturas proacutexima a ambiente obtenccedilatildeo de ligas com elementos de alto ponto de fusatildeo
aleacutem de promover a deformaccedilatildeo plaacutestica das ceacutelulas unitaacuterias
O bismuto eacute um elemento quiacutemico de siacutembolo Bi com nuacutemero atocircmico (Z) igual a 83
e massa atocircmica igual a 2089 gmol Na temperatura ambiente o bismuto encontra-se no estado
soacutelido possuindo temperatura de fusatildeo de aproximadamente 271degC Eacute um elemento pesado
10
fraacutegil trivalente cristalino de coloraccedilatildeo rosaacutecea que se assemelha quimicamente ao arsecircnio e
ao antimocircnio
Eacute o mais diamagneacutetico de todos os metais e com a condutividade teacutermica mais baixa
entre todos os elementos exceto do mercuacuterio De todos os metais eacute o que menos conduz
corrente eleacutetrica O bismuto possui ceacutelula unitaacuteria romboeacutedrica e grupo espacial R-3m
A Figura 1 ilustra a ceacutelula unitaacuteria do Bi projetada nos eixos a b c e em uma perspectiva que
possibilita uma visualizaccedilatildeo tridimensional do elemento [11]
Figura 1 Projeccedilatildeo dos eixos a b c e em perspectiva respectivamente do Bi (ICSD 64703)
O niacutequel eacute um elemento quiacutemico de siacutembolo Ni nuacutemero atocircmico 28 e de massa
atocircmica 587 gmol Na temperatura ambiente encontra-se no estado soacutelido possuindo
temperatura de fusatildeo de aproximadamente 1455degC Eacute um metal de transiccedilatildeo de coloraccedilatildeo
branco-prateada condutor de eletricidade e calor duacutectil e maleaacutevel sendo bastante resistente
a corrosatildeo A amostra utilizada neste trabalho possui ceacutelula unitaacuteria cuacutebica e grupo espacial
Fm-3m A Figura 2 ilustra a ceacutelula unitaacuteria do Ni projetada no eixo a e em uma perspectiva que
possibilita uma visualizaccedilatildeo tridimensional do elemento [11]
Figura 2 Projeccedilatildeo do eixo a e em perspectiva respectivamente do Ni (ICSD 41508)
11
Este trabalho teve como objetivos sintetizar por moagem mecacircnica o composto de
Bi3Ni nanoestruturado realizar o estudo de suas propriedades estruturais antes e apoacutes os
tratamentos teacutermicos As principais teacutecnicas experimentais usadas nesta dissertaccedilatildeo foram a
difraccedilatildeo de raios X (DRX) para acompanhamento da evoluccedilatildeo estrutural da amostra em funccedilatildeo
do tempo de moagem o refinamento dos paracircmetros estruturais pelo meacutetodo de Rietveld
medidas DSC e de DRX in situ para estudar a estabilidade teacutermica bem como o comportamento
estrutural da amostra em funccedilatildeo da temperatura e um tratamento teacutermico para cristalizar a fase
amorfa presente
12
2 FUNDAMENTACcedilAtildeO TEOacuteRICA
21 O composto Bi3Ni
O composto intermetaacutelico Bi3Ni possui estrutura ortorrocircmbica e grupo espacial Pnma
possuindo um arranjo octaeacutedrico onde os aacutetomos de bismuto formam a matriz e os aacutetomos de
niacutequel formam uma cadeia linear [12]
Na Figura 3 projeta-se a ceacutelula unitaacuteria do Bi3Ni nos eixos a b c respectivamente
Figura 3 Projeccedilatildeo dos eixos a b e c do composto Bi3Ni em verde estaacute representado os aacutetomos de
niacutequel cartatildeo ICSD nordm 391336
Na Figura 4 representa-se o arranjo octaeacutedrico da cadeia de Bi3Ni onde eacute possiacutevel
identificar a cadeia linear formada pelo niacutequel
Figura 4 Representaccedilatildeo em perspectiva do arranjo octaeacutedrico da cadeia de Bi3Ni (ICSD 391336)
13
Relata-se na literatura que os principais meacutetodos para a obtenccedilatildeo do composto Bi3Ni
satildeo eletrodeposiccedilatildeo por meio quiacutemico ou solidificaccedilatildeo raacutepida Trabalhos cientiacuteficos
descreveram que a produccedilatildeo da amostra de Bi3Ni ocorreu por fusatildeo dos compostos Bi e Ni num
forno de resistecircncia a 1100 degC durante 3 dias [13]
O composto intermetaacutelico Bi3Ni apresenta supercondutividade a temperatura criacutetica de
41 K e embora essa caracteriacutestica seja conhecida desde 1951 escassos trabalhos tinham sido
publicados ateacute o iniacutecio do seacuteculo XXI As pesquisas no campo da supercondutividade tecircm
produzido a cada dia compostos com maiores temperaturas criticas (Tc) tal fato tem ajudado
os pesquisadores a desvendar os misteacuterios envolvendo a supercondutividade a Tc maiores que
40K [1415]
Novos trabalhos envolvendo as propriedades supercondutoras do Bi3Ni voltaram a ser
objeto de estudo especialmente apoacutes a constataccedilatildeo que alguns materiais quando submetidos a
pressatildeo tem sua temperatura criacutetica aumentada ligas contendo Fe na base de oxypnictides
(classe de material que inclui o oxigecircnio ao 15deg grupo da tabela perioacutedica grupo do nitrogecircnio)
apresentaram Tc de 43 K tal elevaccedilatildeo foi tambeacutem constatada com a substituiccedilatildeo de alguns
elementos na composiccedilatildeo das ligas obtendo-se Tc de 55K (SmFeAsO1-xFx) [16]
Recentemente um composto que contem CeNi08Bi2 passou a ser estudado como
componente na formaccedilatildeo de compostos do grupo de oxypnictides Estudos com espectroscopia
de tunelamento revelaram que o Bi3Ni eacute um supercondutor fortemente ligado [17]
A supercondutividade e o ferromagnetismo dois estados fundamentais da mateacuteria
condensada observam-se como sendo altamente competitivos em quase todos os materiais
Interaccedilotildees predominantemente ferromagneacuteticas destroem a supercondutividade por criarem
uma transiccedilatildeo de fase reentrante como observado nos compostos ErRh4B4 HoMo6S8 Soacute
muitos poucos compostos que foram identificados ateacute agora mostram uma coexistecircncia destes
estados fundamentais concorrentes Dentro desse escasso grupo encontra-se o Bi3Ni
nanoestruturado no qual comprovou-se a coexistecircncia de supercondutividade e
ferromagnetismo [1819]
As propriedades termodinacircmicas do composto Bi-Ni continuam sendo alvo de estudos
Recentemente diversos trabalhos sobre esse tema foram publicados [2021] Esses trabalhos
descrevem a construccedilatildeo de diagramas de fases do Bismuto com os elementos metaacutelicos Fe Cr
e Ni de onde constata-se que a mostra com Fe e Cr tecircm leve solubilidade no Bi Para
14
temperaturas menores que 920 degC a solubilidade de Fe e Cr em Bi(Liacutequido) eacute menor que 10-3 em
at Por sua vez o niacutequel dissolve-se prontamente em Bi(L) O niacutequel eacute o uacutenico componente de
accedilo inoxidaacutevel que faz compostos intermetaacutelicos com Bi [12]
Pesquisas apontam para outras propriedades e aplicaccedilotildees de ligas ternaacuterias contendo os
elementos Bi e Ni A liga BiInNi contendo diversas proporccedilotildees estequiomeacutetricas foi estudada
sob a oacutetica de um possiacutevel potencial desse material como semicondutor [21]
Outra aplicaccedilatildeo recente utilizando o composto de bismuto e niacutequel vem despertando o
interesse tecnoloacutegico Sabe-se que esforccedilos crescentes tecircm sido realizados na busca por soldas
livres de chumbo adequadas devido agrave influecircncia prejudicial do chumbo ao ambiente e a sauacutede
humana As ligas agrave base de Sn com diferentes aditivos como Ag Bi Cu In Sb e Zn satildeo
potenciais candidatos como soldas livres de chumbo As ligas Sn-Bi com baixo ponto de fusatildeo
satildeo desenvolvidas para soldar os componentes sensiacuteveis agrave elevadas temperaturas [22]
Na Figura 5 apresenta-se o diagrama de fases do sistema Bi-Ni [23] Verifica-se que a
temperatura de fusatildeo do composto Bi3Ni em funccedilatildeo da maior quantidade de bismuto eacute menor
que a do composto BiNi
Figura 5 Diagrama de Fases Bi-Ni [23]
15
22 Estruturas Cristalinas
A estrutura dos materiais soacutelidos eacute resultado da natureza de suas ligaccedilotildees quiacutemicas a
qual define a distribuiccedilatildeo espacial de seus aacutetomos iacuteons ou moleacuteculas Parte dos materiais
comumente aplicados na engenharia exibe um arranjo geomeacutetrico de seus aacutetomos bem definido
constituindo assim uma estrutura cristalina Os materiais cristalinos independentemente do tipo
de ligaccedilatildeo que possuem satildeo aqueles que apresentam estrutura atocircmica tridimensional perioacutedica
de longo alcance
A partir da definiccedilatildeo de estrutura cristalina como sendo um conjunto de posiccedilotildees
atocircmicas iocircnicas ou moleculares repetitivas pode-se descrever o cristal partindo-se de uma
estrutura baacutesica que se repete ao longo de toda estrutura Essa estrutura denominada ceacutelula
unitaacuteria pode ser definida como a menor porccedilatildeo do cristal que ainda conserva as propriedades
originais dele Para definir a ceacutelula unitaacuteria adota-se valores especiacuteficos que satildeo associados agraves
unidades de medidas dos eixos de referecircncia e aos acircngulos entre esses eixos definidos como
paracircmetros de rede
Define-se entatildeo os sistemas cristalinos que incluem todas as possiacuteveis geometrias de
divisatildeo do espaccedilo por superfiacutecies planas continuas Soacute existem 7 tipos de sistemas cristalinos
que preenchem totalmente o espaccedilo Entretanto os sistemas cristalinos satildeo apenas entidades
geomeacutetricas Quando ldquocoloca-serdquo aacutetomos dentro desses sistemas formam-se redes
cristalinas[24]
Em 1848 o francecircs August Bravais demonstrou ser possiacutevel geometricamente a
construccedilatildeo de 14 tipos de ceacutelulas unitaacuterias isto eacute todas as redes cristalinas possiacuteveis podem
ser geradas por 14 tipos de ceacutelulas Essas redes satildeo chamadas redes de Bravais
Na Figura 6 pode-se identificar os 7 tipos de sistemas cristalinos (cuacutebico tetragonal
ortorrocircmbico romboeacutedrico monocliacutenico hexagonal e tricliacutenico) e as configuraccedilotildees possiacuteveis
para esses sistemas formando as 14 redes de Bravais [24]
16
Figura 6 As 14 redes de Bravais [24]
Os cristais podem ser classificados segundo os grupos pontuais de operaccedilotildees de simetria
que une suas faces Os grupos pontuais ou classes cristalinas representam a simetria ou
combinaccedilotildees de simetria que levam a um padratildeo de repeticcedilatildeo distinto Toda e qualquer
moleacutecula pode ser classificada em um dos 32 grupos pontuais possiacuteveis
Os 32 grupos pontuais possiacuteveis satildeo formados pelos 10 elementos baacutesicos de simetria e
mais 22 combinaccedilotildees entre estes Apenas 22 combinaccedilotildees satildeo possiacuteveis pois muitas levam a
repeticcedilotildees de simetria e outras satildeo incompatiacuteveis com a simetria cristalina ou seja os elementos
de simetria natildeo podem ser combinados arbitrariamente [24]
17
Uma vez que as operaccedilotildees de simetria de cada um dos 32 grupos pontuais
cristalograacuteficos satildeo aplicadas as 14 redes de Bravais tem-se 230 grupos espaciais que
descrevem de maneira uniacutevoca todo o arranjo de objetos idecircnticos dispostos num reticulo
perioacutedico infinito
23 Siacutentese Mecacircnica
Do ponto de vista termodinacircmico um cristal perfeito (um soacutelido livre de defeitos
estruturais fora do equiliacutebrio) eacute o soacutelido que apresenta a menor energia livre de Gibbs e suas
propriedades fiacutesicas satildeo bem determinadas Poreacutem na natureza eacute difiacutecil encontrar cristais livres
de defeitos Esses somente satildeo sintetizados em laboratoacuterios sob condiccedilotildees extremamente
controladas Eacute conhecido que as propriedades fiacutesicas de cristais possuindo defeitos apresentam
desvios em relaccedilatildeo agraves medidas para os cristais perfeitos Esses desvios satildeo tatildeo maiores quanto
maior for a concentraccedilatildeo de defeitos Uma variaccedilatildeo tambeacutem eacute verificada na energia livre de
Gibbs pois sabe-se que centros de defeitos armazenam energia em soacutelidos [2]
A siacutentese mecacircnica (SM) eacute uma teacutecnica de moagem de um mono poacute ou de uma mistura
de dois ou mais poacutes de um composto Eacute comum encontrar na literatura outro termo utilizado
para designar o tratamento de partiacuteculas em poacute no moinho de alta energia Normalmente
associa-se o termo siacutentese mecacircnica ou Mechanical Alloying (MA) ao processo no qual a
mistura de poacutes eacute moiacuteda em conjunto onde a transferecircncia de material que estaacute envolvida tem o
objetivo de se obter uma liga homogecircnea Por outro lado a moagem de poacutes tais como metais
puros onde a transferecircncia de material natildeo eacute necessaacuteria para a homogeneizaccedilatildeo denomina-se
simplesmente moagem mecacircnica ou Mechanical Milling (MM) [9]
De maneira praacutetica pode-se descrever o processo de siacutentese mecacircnica como a
colocaccedilatildeo da amostra no recipiente especiacutefico (normalmente chamado de jarro de moagem)
juntamente com esferas (preferencialmente do mesmo material que o recipiente) a realizaccedilatildeo
da selagem do recipiente para alguns materiais com o intuito de evitar a oxidaccedilatildeo ou ateacute
mesmo contaminaccedilatildeo realiza-se esse procedimento em um ambiente fechado (glove box) com
um gaacutes inerte e finalizando o processo tem-se a fixaccedilatildeo do recipiente no moinho e o iniacutecio do
processo de moagem [9]
18
Pode-se dividir fisicamente o processo de siacutentese mecacircnica de materiais em 4 estaacutegios
bem distintos [25]
I - Estaacutegio inicial as partiacuteculas satildeo deformadas plasticamente assumindo uma forma achatada
A ductilidade do material e energia fornecida no processo de moagem refletem diretamente na
intensidade dessa alteraccedilatildeo O acreacutescimo da aacuterea de superfiacutecie aumenta progressivamente a
probabilidade de soldagem a frio dessas partiacuteculas gerando um aumento do tamanho meacutedio da
partiacutecula
II ndash Segundo Estaacutegio as partiacuteculas satildeo soldadas a frio e requebradas favorecendo a formaccedilatildeo
de um poacute muito fino Eacute neste estaacutegio que ocorre tambeacutem a formaccedilatildeo de partiacuteculas compostas
denominadas de agregados Com o acuacutemulo de deformaccedilatildeo plaacutestica haacute um aumento do
encruamento e da resistecircncia mecacircnica das partiacuteculas Essa situaccedilatildeo aumenta a probabilidade
de fratura das partiacuteculas ou agregados
III ndash Terceiro Estaacutegio nesta fase um certo ldquoequiliacutebriordquo entre os processos de fratura e de
soldagem a frio eacute alcanccedilado Observa-se tambeacutem que as partiacuteculas alcanccedilam um tamanho fixo
Entretanto a energia livre de Gibbs continua a aumentar ateacute alcanccedilar uma saturaccedilatildeo
IV ndash Quarto Estagio eacute caracterizado pelo refinamento da microestrutura desses agregados
Na Figura 7 estatildeo ilustrados os quatro estaacutegios do processo de Siacutentese Mecacircnica
Figura 7 Representaccedilatildeo das fases presentes no processo de SM [25]
19
Eacute bem conhecido que a natureza procura estados fiacutesicos com a menor variaccedilatildeo da
energia livre de Gibbs Assim as substacircncias sob moagem mecacircnica podem ser transformadas
em novas substacircncias ou mudarem de fases cristalograacuteficas visando alcanccedilar esses estados de
menor energia Sabe-se que tais mudanccedilas envolvem determinados mecanismos fiacutesicos como
por exemplo difusatildeo atocircmica atraveacutes de contornos de gratildeos Os mecanismos fiacutesicos envolvidos
no processo SM ainda natildeo satildeo completamente entendidos [9]
Do ponto de vista estrutural cada poacute constituindo a mistura pode ser visto como sendo
formado por duas componentes uma cristalina que eacute sua estrutura cristalograacutefica original e
outra formada pelos centros de defeitos que eacute chamada de componente interfacial Em geral
nos materiais nanoestruturados a componente interfacial ou contornos de gratildeo podem
corresponder a ateacute 50 do volume do material [10]
A Figura 8 ilustra esquematicamente os cristalitos formado por ciacuterculos pretos e o
contorno de gratildeo por ciacuterculos brancos
Figura 8 Modelo de um material nanomeacutetrico Os ciacuterculos pretos e brancos representam
respectivamente a componente cristalina e a interfacial [10]
Embora a sistemaacutetica de preparaccedilatildeo e execuccedilatildeo da SM pareccedila ser simples o processo
possui diversas variaacuteveis que satildeo determinantes na qualidade e nas caracteriacutesticas do produto
final
A dimensatildeo das esferas utilizadas no processo interfere na eficiecircncia de moagem
Esferas grandes otimizam o processo desde que associadas a uma velocidade que permita a
20
transferecircncia da energia de impacto as partiacuteculas do poacute Aleacutem da dimensatildeo a massa das esferas
tambeacutem influencia no resultado final
A BPR (ball-to-powder weight ratio) ou razatildeo entre a massa das esferas e a massa do
poacute possui um efeito significante no tempo necessaacuterio para alcanccedilar uma fase particular na
amostra que estaacute sendo moiacuteda A BPR eacute inversamente proporcional ao tempo exigido na
moagem os valores de BPR podem variar de 11 ateacute valores de 220 1 Contudo BPR muito
grande pode gerar reaccedilotildees indesejaacuteveis como aumento na geraccedilatildeo de calor o que afetaria a
constituiccedilatildeo do poacute [2627]
A velocidade de rotaccedilatildeo do moinho estaacute diretamente associada agrave energia aplicada
atraveacutes de colisotildees das esferas com a amostra assim como na temperatura de processo da SM
Cada moinho possui uma velocidade criacutetica que define a otimizaccedilatildeo do desempenho do
processo Dessa forma deve-se analisar o quanto pode ser vantajoso ou prejudicial uma
temperatura elevada durante o processo da SM
Em alguns casos onde a difusatildeo eacute exigida para promover a homogeneizaccedilatildeo eou fusatildeo
do poacute pode ser vantajosa a elevaccedilatildeo da temperatura Poreacutem em outros casos o aumento da
temperatura pode acelerar o processo de transformaccedilatildeo e resultar na decomposiccedilatildeo de soluccedilotildees
soacutelidas supersaturadas ou outras fases metaestaacuteveis formadas durante a moagem tornando-se
uma desvantagem [26 27]
O paracircmetro mais importante para otimizaccedilatildeo do processo de siacutentese mecacircnica eacute a
determinaccedilatildeo do tempo de execuccedilatildeo Normalmente o tempo de moagem eacute escolhido com o
propoacutesito de conseguir um estado intermediaacuterio entre os estados de fratura e a fusatildeo a frio das
partiacuteculas do poacute A determinaccedilatildeo do tempo seraacute feita com base em vaacuterios paracircmetros como os
anteriormente mencionados Por isso eacute importante considerar que o niacutevel de contaminaccedilatildeo
pode aumentar e algumas fases indesejaacuteveis podem ser formadas quando o poacute eacute moiacutedo por
tempos maiores que o necessaacuterio [27]
A descriccedilatildeo das variaacuteveis adotadas durante o processo de SM eacute fundamental para
garantir a reprodutibilidade bem como para o estudo das influencias que cada paracircmetro pode
exercer sobre as caracteriacutesticas da amostra apoacutes o termino do processo [282930]
Assim apresenta-se na tabela 1 os principais paracircmetros relacionados a
reprodutibilidade do processo de siacutentese mecacircnica
21
Tabela 1 Principais variaacuteveis envolvidas no processo de siacutentese mecacircnica
24 Difraccedilatildeo de Raios X
A difraccedilatildeo de Raios X (DRX) eacute uma teacutecnica poderosa utilizada principalmente quando
se deseja realizar a caracterizaccedilatildeo estrutural de materiais Entretanto sua aplicaccedilatildeo eacute bem mais
ampla e versaacutetil sendo utilizada tambeacutem em aacutereas como a fiacutesica quiacutemica geologia
biotecnologia
Os raios X possuem energia suficiente para penetrarem nos soacutelidos e dessa forma se
mostram apropriados para investigarem estruturas internas Pode-se gerar raios X em
laboratoacuterio tanto pela desaceleraccedilatildeo dos eleacutetrons num alvo metaacutelico quanto pela excitaccedilatildeo dos
eleacutetrons dos aacutetomos alvo O primeiro processo fornece um espectro continuo e largo o segundo
fornece linhas acentuadas no espectro O meacutetodo normalmente utilizado nos equipamentos de
laboratoacuterio consiste em gerar os raios X fazendo com que um eleacutetron de alta energia gerado no
caacutetodo do tubo catoacutedico colida com um alvo metaacutelico acircnodo [31]
O feixe de raios X possui comprimento de onda (λ) caracteriacutestico que varia de acordo
com o material do acircnodo Para aplicaccedilotildees em cristalografia os comprimentos de onda mais
utilizados variam de 05 a 25 Ǻ Tal fato se justifica em virtude da proximidade desses valores
as menores distancias interatocircmicas observadas em materiais orgacircnicos e inorgacircnicos
PARAcircMETROS ENVOLVIDOS NO PROCESSO
1 Tipo de moinho usado
2 Tipo e material dos recipientes de moagem
3 Velocidade de moagem
4 Tempo de moagem
5 A BPR
6 Atmosfera de moagem
7 Agentes de controle de processo
8 Temperatura de moagem
22
O processo fiacutesico de espalhamento de difraccedilatildeo de raios X eacute o espalhamento elaacutestico dos
foacutetons pelos aacutetomos do material analisado que estatildeo dispostos na rede cristalina O
espalhamento ocorre quando o feixe de raios X atinge as nuvens eletrocircnicas que formam os
planos de um soacutelido cristalino em um determinado acircngulo onde uma porccedilatildeo da radiaccedilatildeo eacute
espalhada pela camada de aacutetomos superficiais e a outra parte do feixe natildeo espalhada penetra
na segunda camada de aacutetomos onde outra fraccedilatildeo eacute espalhada e o restante passa para terceira
camada e assim sucessivamente [3132] Pode-se observar uma representaccedilatildeo desse fenocircmeno
na Figura 9
Figura 9 Representaccedilatildeo geomeacutetrica da Lei de Bragg [28]
A teoria baacutesica que define o estudo de materiais cristalinos por difraccedilatildeo de raios X
baseia-se no princiacutepio de que as distribuiccedilotildees espaciais dos eleacutetrons no material definem
diferentes planos atocircmicos portanto esses planos atocircmicos espalham os raios X ndash vistos como
ondas ndash causando interferecircncia construtiva e destrutiva que se manifestam no padratildeo de raios
X como maacuteximos e miacutenimos respectivamente [33]
A ocorrecircncia de maacuteximos e miacutenimos pode ser explicada utilizando-se a Lei de Bragg
Utilizando o auxiacutelio geomeacutetrico da Figura 9 pode-se verificar que o caminho oacutetico percorrido
pelos raios X incidentes no primeiro plano do material eacute diferente do caminho percorrido pelos
feixes refratados no segundo plano A diferenccedila de caminho (δ) pode ser descrita como
δ = 2dhkl119904119890119899120579 (1)
Essa diferenccedila de percurso gera uma diferenccedila de fase (∆120593) entre as ondas refletidas que pode
ser expressa por
23
∆120593 = 2120587 δλfrasl (2)
onde λ eacute o comprimento de onda do feixe de raios X incidente Para um cristal perfeito e infinito
haveraacute interferecircncia construtiva somente quando δ = nλ onde n eacute um nuacutemero inteiro
Dessa forma a condiccedilatildeo para ocorrecircncia de interferecircncia construtiva pode ser expressa como
2119889ℎ119896119897119904119890119899120579 = 119899 λ (3)
Essa relaccedilatildeo eacute conhecia como a Lei de Bragg
Desse modo se o cristal for rotacionado cada conjunto de planos iraacute difratar a radiaccedilatildeo
quando o valor de 2dsenθ satisfizer a equaccedilatildeo Assim os dados de difraccedilatildeo satildeo coletados para
o cristal como um todo O arranjo de feixes difratados considerados em conjunto eacute
denominado padratildeo de difraccedilatildeo de cristal Se o material analisado estiver na forma de um poacute
de pequenos cristalitos aleatoriamente arranjados cada cristalito iraacute produzir seu proacuteprio padratildeo
de difraccedilatildeo [34]
Um ponto importante a ser considerado eacute que a intensidade determinada
experimentalmente definida como a intensidade total de cada difraccedilatildeo e que corresponde as
aacutereas delimitadas pelas respectivas curvas eacute maior que a prevista pela Lei de Bragg Tal
diferenccedila entre o padratildeo real e o previsto por Bragg reside no fato de o cristal natildeo ser perfeito
e nem infinito aleacutem dos feixes de raios X natildeo serem totalmente monocromaacuteticos e a radiaccedilatildeo
incidente natildeo corresponder a feixes perfeitamente paralelos Por tudo isso ao se observar um
padratildeo de raios X verifica-se que os picos possuem a forma de uma funccedilatildeo Gaussiana e natildeo a
de uma funccedilatildeo delta como previsto pela lei de Bragg Assim para valores ligeiramente
diferentes dos acircngulos de Bragg ocorreraacute tambeacutem difraccedilatildeo [35]
Se o material analisado for um liacutequido ou um soacutelido natildeo cristalino (amorfo) o padratildeo
obtido se caracteriza por uma quase completa ausecircncia de periodicidade uma certa ordem
apenas a pequenas distacircncias (de curto alcance) e uma preferecircncia estatiacutestica para uma distacircncia
interatocircmica particular Como consequecircncia os padrotildees tendem a possuir apenas um ou dois
picos alargados
Na Figura 10 ilustra-se as diferenccedilas tiacutepicas observadas nos padrotildees de difraccedilatildeo para
amostras de um cristal perfeito (A) um cristal real (B) e um liquido ou material amorfo (C)
24
Figura 10 Padratildeo de difraccedilatildeo para Cristal perfeito cristal real e liquido ou amorfo respectivamente
O estudo da direccedilatildeo e da intensidade do feixe difratado eacute importante pois permite obter
conclusotildees sobre o fator de estrutura de materiais cristalinos e de materiais amorfos As
intensidades relativas da difraccedilatildeo de estruturas cristalinas dependem do conteuacutedo da ceacutelula
unitaacuteria quanto ao nuacutemeros de eleacutetrons nos aacutetomos posiccedilotildees atocircmicas e da distribuiccedilatildeo
eletrocircnica nos aacutetomos Tem-se entatildeo o fator de estrutura que estaacute diretamente relacionado com
a intensidade das ondas espalhadas no fenocircmeno de difraccedilatildeo em materiais
241 Difratocircmetro
O difratocircmetro eacute constituiacutedo basicamente por um tubo de raios X um porta amostra
onde se incide a radiaccedilatildeo e um detector moacutevel Nos equipamentos modernos a geometria de
Bragg-Brentano se manteacutem com a diferenccedila de que a amostra permanece na posiccedilatildeo horizontal
podendo se movimentar apenas quando se utiliza um sistema de rotaccedilatildeo horizontal sobre o eixo
da amostra Nessa geometria um feixe de radiaccedilatildeo monocromaacutetica incide na amostra em forma
de poacute rotacionada de um acircngulo θ enquanto os dados satildeo coletados por um detector que se
move de 2θ [3637]
Uma representaccedilatildeo esquemaacutetica do funcionamento de um difratocircmetro pode ser vista
na Figura 11 Neste esquema verifica-se que o feixe de Raios X gerado pela fonte (A) sai do
tubo passando pela janela de beriacutelio em forma de uma linha O mesmo passa pela fenda soller
de placas paralelas passando em seguida pela fenda divergente e pela maacutescara que controlam
25
a aacuterea dos Raios X que incidem sobre a amostra (B) O feixe difratado passa pelas fendas anti-
espalhamento de recebimento e soller incidindo no detector (C) apoacutes passar por um
monocromador [353637]
Figura 11 Representaccedilatildeo esquemaacutetica de um Difratocircmetro [35]
As fendas soller tecircm como funccedilatildeo diminuir a divergecircncia axial de um feixe de raios X
A fenda divergente eacute utilizada para limitar a divergecircncia lateral do feixe de raios X de modo
que a superfiacutecie da amostra receba o maacuteximo possiacutevel da radiaccedilatildeo e ao mesmo tempo a
irradiaccedilatildeo do porta amostra seja evitada A maacutescara tem a funccedilatildeo de limitar a aacuterea linear
iluminada sobre a amostra [3839]
O feixe difratado eacute normalmente expresso atraveacutes de picos que se destacam do
background (ou linha de base) registrados num difratograma de intensidade versus o acircngulo
2θ As intensidades obtidas em acircngulos 2θ representadas atraveacutes dos picos nos difratogramas
correspondem agrave difraccedilatildeo do feixe incidente por um determinado conjunto de planos do cristal
que possuem mesma distacircncia interplanar cada qual com iacutendices de Miller hkl (reflexotildees hkl)
A intensidade a posiccedilatildeo angular (2θ) ou distacircncia interplanar (d) e o perfil satildeo as informaccedilotildees
obtidas de cada pico Cada composto cristalino apresenta um padratildeo difratomeacutetrico
caracteriacutestico permitindo sua identificaccedilatildeo atraveacutes das posiccedilotildees angulares e intensidades
relativas dos picos difratados [3639]
Na tabela 2 apresentam-se alguns fatores instrumentais e seus efeitos sobre as posiccedilotildees
forma e larguras dos picos de difraccedilatildeo [414243]
26
Tabela 2 Relaccedilatildeo entre os fatores instrumentais e os efeitos sobre os picos de DRX
25 Meacutetodo de Rietveld
O fiacutesico holandecircs Hugo M Rietveld desenvolveu em 1969 um meacutetodo para refinar
estruturas cristalinas a partir de modelos teoacutericos e de padrotildees de raios X (DRX) ou de necircutrons
[44 45]
O modelo matemaacutetico utilizado no Meacutetodo de Rietveld (MR) refina os perfis teoacutericos
dos picos de difraccedilatildeo de forma que estes perfis se aproximem dos perfis medidos O refinamento
possibilita determinar as propriedades cristalograacuteficas do material analisado como por
exemplo orientaccedilotildees preferenciais (textura) em alguns casos o tamanho meacutedio e a
microdeformaccedilatildeo de cristalitos e as dimensotildees da cela unitaacuteria [44]
Para executar o refinamento de estruturas o MR faz comparaccedilotildees do perfil real de uma
amostra (o observado ou experimental) com espectros teoacutericos calculados a partir de misturas
hipoteacuteticas de fases (o calculado) Compara-se pontualmente os valores obtidos atraveacutes da
diferenccedila entre as intensidades
Os valores satildeo ajustados utilizando-se o meacutetodo dos miacutenimos quadrados ateacute se
conseguir a melhor concordacircncia possiacutevel do padratildeo experimental com o calculado [46]
A diferenccedila entre as intensidades isto eacute a quantidade minimizada no refinamento eacute dada
pela seguinte expressatildeo
Sy = sum 120596119894(119910119894 minus 119910119888119894)2
119894 (4)
FATOR INSTRUMENTAL EFEITO SOBRE O PICO
Alinhamento e colimaccedilatildeo do feixe Afeta na largura e simetria dos picos
Excentricidade da amostra Influecircncia a largura e posiccedilatildeo dos picos
Planaridade da superfiacutecie da
amostra Produz assimetria dos picos em baixos acircngulos
Absorccedilatildeotransparecircncia da amostra Causa deslocamento dos picos alargamento e assimetria
principalmente em amostras com coeficientes de absorccedilatildeo
Tamanho das partiacuteculas e micro
deformaccedilatildeo da rede Causa variaccedilatildeo na largura e forma dos picos
27
Onde 120596119894 representa a intensidade observada no i-eacutesimo ponto (sendo expresso por 120596119894 =
1 119910119894frasl ) e 119910119894 representa a intensidade observada e 119910119888119894 a intensidade calculada [46]
As medidas precisas de intensidades dadas em intervalos de 2θ o incremento de 2θ
constante um modelo inicial proacuteximo a estrutura real da amostra satildeo alguns requisitos que
devem ser analisados antes de se iniciar o refinamento
Deve-se ficar claro que o MR natildeo se trata de um software os programas satildeo utilizados
para realizar os caacutelculos matemaacuteticos requeridos pelo meacutetodo Existem diversos programas
computacionais que usam o MR dentre eles o pacote de programas GSAS (General Structure
Analysis System) [47] e o EXPGUI [48]
Para se descrever o formato dos picos de DRX de materiais nanoestruturados
recomenda-se utilizar a funccedilatildeo perfil pseudo-Voigt de Thompson-Cox-Hasting modificada
(funccedilatildeo de perfil CW 4 no pacote GSAS [47]) que considera o modelo anisotroacutepico de Stephens
e efeitos de textura [4950]
Nesta funccedilatildeo de perfil a largura a meia altura (FWHM) das partes gaussiana (ΓG) e
Lorentziana (ΓL) eacute expressa da seguinte forma
Γ119866 = [(119880 + (1 minus 120578)2119889ℎ1198961198974 Γ119878
2(ℎ119896119897))1199051198861198992120579 + 119881119905119886119899120579 + 119882 +119875
1198881199001199042120579]
12
(5)
e
Γ119871 = 120578119889ℎ1198961198972 Γ119878(ℎ119896119897) 119905119886119899120579 +
119883+119883119890119888119900119904120601
119888119900119904120579 (6)
Onde dhkl eacute a distacircncia entre os planos da rede e θ eacute o acircngulo de Bragg Na parte gaussiana os
paracircmetros V e W dependem dos instrumentos Os paracircmetros P e o termo X + Xecosφ
descrevem respectivamente as contribuiccedilotildees Gaussianas e Lorentzianas para o tamanho de
cristalito Os paracircmetros P e X correspondem ao tamanho de cristalito isotroacutepico enquanto Xe
expressa efeitos de tamanho de cristalito anisotroacutepicos φ eacute o acircngulo entre o vector de reflexatildeo
e o seu respectivo eixo de ampliaccedilatildeo
O paracircmetro de tensatildeo isotroacutepica U e o paracircmetro de tensatildeo anisotroacutepica ΓS (hkl)
expressam o alargamento de pico causado por deformaccedilotildees na rede cristalina ΓS (hkl) eacute uma
28
funccedilatildeo do alargamento (hkl) e depende da simetria de cristal [4950] O paracircmetro η eacute um
coeficiente de mistura que determina as contribuiccedilotildees do alargamento gaussiano (η = 0) e
Lorentziano (η = 1)
O tamanho de cristalito aparente pode ser determinado pela formula de Scherrer
Considerando o refinamento de todos esses paracircmetros para ajustar as larguras de linha e
assumindo que a contribuiccedilatildeo da distribuiccedilatildeo de tamanho de cristalitos eacute anisotroacutepica isto eacute
fazendo P = 0 na equaccedilatildeo 5 pode-se calcular o tamanho de cristalito (lang119889rang) pela seguinte foacutermula
[52]
lang119889rang =(18000119870120582)
119871119909120587 (7)
Considerando tambeacutem que as microtensotildees satildeo isotroacutepicas e fazendo ΓS (hkl) =0 na
equaccedilatildeo 6 pode-se calcular seu percentual pela foacutermula contida no Manual do GSAS [52]
assim a microdeformaccedilatildeo (ε) pode ser expressa por
120576 =120587
18000radic(81198971198992)(119866119880 minus 119866119880119900)100 (8)
Onde GUo eacute o valor previamente obtido do material padratildeo utilizado na calibraccedilatildeo do
equipamento Os valores obtidos para a amostra padratildeo satildeo considerados como iniciais para
paracircmetros ajustaacuteveis e mantidos fixos para os demais durante o ajuste de difratogramas de
amostras em estudo [53]
Durante o refinamento pelo meacutetodo de Rietveld um conjunto de paracircmetros varaacuteveis eacute
calculado e refinado em relaccedilatildeo aos dados digitalizados do difratograma abaixo apresenta-se
um breve detalhamento desses paracircmetros [414243]
29
1- Fator de escala corresponde agrave correccedilatildeo de proporcionalidade entre o padratildeo
difratomeacutetrico calculado e o observado
2- Linha de base (background) eacute corrigida a partir de dados coletados no proacuteprio
difratograma e da interpolaccedilatildeo entre estes pontos Eacute importante conhecer o
comportamento da linha de base jaacute que esta fornece informaccedilotildees a respeito da presenccedila
de fases amorfas na amostra e pode ser incluiacuteda em uma rotina de quantificaccedilatildeo das
fases envolvidas
3- Perfil de pico conjunto de funccedilotildees analiacuteticas em que se modelam efeitos relacionados
ao perfil Algumas equaccedilotildees analiacuteticas satildeo propostas para corrigir estes efeitos como
as equaccedilotildees Gaussiana Lorentziana e de assimetria
4- Paracircmetros da ceacutelula Podem ser corrigidos pela Lei de Bragg (nλ=2dsenθ) onde o
espaccedilamento d estaacute relacionado aos iacutendices de Miller e portanto aos paracircmetros de
ceacutelula (a b c α β γ) A indexaccedilatildeo dos picos eacute feita levando-se em conta os paracircmetros
da ceacutelula e a intensidade calculada o que mostra certa vantagem em relaccedilatildeo a teacutecnicas
convencionais pois todos os paracircmetros que influenciam na discrepacircncia dos valores
de d satildeo refinados conjuntamente com os das intensidades
5- Fator de estrutura os paracircmetros variaacuteveis deste fator satildeo posiccedilotildees atocircmicas fatores
de temperatura isotroacutepicos ou anisotroacutepicos e o nuacutemero de ocupaccedilatildeo
6- Deslocamento paracircmetros de correccedilatildeo dos deslocamentos devido agrave fuga do ponto focal
da oacuteptica do difratocircmetro
7- Orientaccedilatildeo preferencial correccedilatildeo de problemas gerados na preparaccedilatildeo de amostra
Trabalhos da literatura mostram que a reduccedilatildeo computacional da orientaccedilatildeo preferencial
tem eficiecircncia limitada daiacute a preocupaccedilatildeo em controlar este efeito durante a preparaccedilatildeo
da amostra
30
251 Iacutendices de avaliaccedilatildeo da qualidade do refinamento
A qualidade do refinamento deve ser verificada atraveacutes de indicadores estatiacutesticos
numeacutericos que satildeo utilizados durante o processo iterativo (caacutelculos) e apoacutes o teacutermino deste
para aferir se o refinamento estaacute se procedendo de modo satisfatoacuterio [46]
Os refinamentos realizados no software GSAS [47] devem ser acompanhados no que
diz respeito a convergecircncia ao miacutenimo global por iacutendices de confiabilidade para julgar a
qualidade dos mesmos dentre eles o Rwp (R ponderado) e o 1205362 chamado de ldquogoodnees of fit
os quais estatildeo relacionados com o perfil do difratograma [46]
O Rwp eacute expresso por
119877119908119901 = ( radicsum 120596119894(119910119894minus 119910119888119894)2
119894
sum 120596119894(119910119894)2119894
) 119909 100 (9)
O denominador do Rwp eacute a funccedilatildeo de minimizaccedilatildeo (equaccedilatildeo 4) Esse eacute o iacutendice que deve
ser analisado para verificar se o refinamento estaacute convergindo Se o valor de Rwp estaacute
diminuindo entatildeo o refinamento estaacute sendo bem-sucedido Bons refinamentos fornecem
valores de Rwp da ordem de 2 a 10 tipicamente se encontram entre 10 e 20 [46]
O Rexp eacute o valor estatisticamente esperado sendo expresso conforme [54]
119877119890119909119901 = [(119873minus119875)
sum 119908119894(119910119894(119900119887119904))sup2]
12frasl
(10)
Por sua vez o 1205362 eacute definido como
1205942 = 119877119908119901
119877119890119909119901 (11)
Trata-se de um iacutendice frequentemente utilizado estando relacionado agrave qualidade do
ajuste entre o difratograma calculado e o observado Espera-se que seu valor seja equivalente a
10 em um refinamento perfeito sendo que na praacutetica valores em torno de 50 caracterizam
refinamentos otimizados [43] O Rexp utilizado para se determinar o valor de 1205362 eacute o valor
estatisticamente esperado para o Rwp
31
252 GSAS-EXPGUI
O diagrama de blocos da Figura 12 descreve os procedimentos a serem seguidos para se
iniciar um refinamento no software EXPGUI [48]
Figura 12 Diagrama de blocos com ordem dos procedimentos para iniacutecio do refinamento no EXPGUI
Iniciar o programa
Adicionar as fases
Inserir o Difratograma Experimental
Inserir o arquivo PRM
Escolha da funccedilatildeo de background
powpref
genles
Abertura do programa com criaccedilatildeo de um novo arquivo referente ao
refinamento que seraacute iniciado
A adiccedilatildeo das fases presentes na amostra normalmente utiliza-se arquivos
com as informaccedilotildees cristalograacuteficas com a extensatildeo cif
Insere-se o arquivo contendo o difratograma experimental (com a extensatildeo
gsas)
Inserir o PRM O arquivo PRM conteacutem informaccedilotildees instrumentais do
difratocircmetro utilizado como por exemplo o nome do difratocircmetro o
comprimento de onda da radiaccedilatildeo utilizada a polarizaccedilatildeo e os paracircmetros de
perfil relacionados ao alargamento instrumental
O passo seguinte eacute a escolha da funccedilatildeo de background e o nuacutemero de termos
que se iraacute utilizar O programa dispotildee de 8 tipos de funccedilotildees background Na
sequecircncia deve-se escolher a funccedilatildeo de perfil que iraacute modelar os picos de
difraccedilatildeo O GSAS possui cinco funccedilotildees Nesse trabalho utilizou-se a funccedilatildeo
nuacutemero 4
Preparar e carregar os dados
Prepara para rodar os ciclos de refinamento
32
Concluiacutedo os processos descritos na Figura 12 inicia-se o refinamento dos paracircmetros
vale ressaltar que a utilizaccedilatildeo da funccedilatildeo perfil pseudo-Voigt de Thompson-Cox-Hasting
modificada embora seja mais interessante para refinamentos de estruturas ela pode apresentar
alguma complicaccedilatildeo devido agrave grande quantidade de paracircmetros altamente correlacionados (GU
GV GW GP LX) que tornam a convergecircncia um desafio agrave paciecircncia
Entretanto a sua aplicaccedilatildeo pode ser significativamente simplificada se um refinamento
preacutevio de uma amostra padratildeo for realizado e os paracircmetros instrumentais obtidos forem
usados como paracircmetros iniciais para o refinamento do material desejado [46]
Na Figura 13 apresenta-se um print da interface do EXPGUI Durante os procedimentos
de refinamento
Figura 13 Interface do EXPGUI para refinamento dos paracircmetros
Para refinamento dos paracircmetros o conhecimento da correlaccedilatildeo de cada fator torna mais
faacutecil o sucesso e a qualidade final do refinamento Escolhendo-se a funccedilatildeo de perfil 4 tem-se as
seguintes correlaccedilotildees mostradas na tabela 3
33
Tabela 3 Correlaccedilotildees e definiccedilotildees para as variaacuteveis envolvidas no refinamento pelo MR no EXPGUI
PARAcircMETRO CORRELACcedilAtildeO NO MODELO REFINADO
GV e GW Definem a largura da gaussiana relacionada ao alargamento instrumental
GU Define a largura da gaussiana relacionada agrave micro deformaccedilatildeo da rede
GP Define a largura da gaussiana relacionada ao tamanho de cristalito
LX Define a largura da lorentziana relacionada ao tamanho de cristalito
PTEC Avalia a anisotropia do tamanho de cristalito relacionada ao alargamento de
Lorentz
SHKL Define a micro deformaccedilatildeo da rede relacionada ao alargamento de Lorentz Seu
nuacutemero de termos depende da simetria de Laue
TRNS Descreve a profundidade de penetraccedilatildeo dos raios X em uma amostra
SHFT Determina o deslocamento em 2θ devido agrave posiccedilatildeo da amostra no porta amostra
SFEC Avalia a anisotropia quando haacute falhas de empilhamento da rede
ETA Eacute o termo de mistura entre as contribuiccedilotildees de Gauss e de Lorentz
SL e HL Satildeo termos de assimetria relacionados agrave divergecircncia axial
25 Calorimetria Diferencial de Varredura
A calorimetria diferencial de varredura (Differential Scanning Calorimetry- DSC) eacute um
meacutetodo de medida bem estabelecido e usado numa ampla escala em diferentes aacutereas de
pesquisa Com as medidas de DSC eacute possiacutevel investigar a evoluccedilatildeo teacutermica dos materiais e
tambeacutem avaliar grandezas como pureza capacidade teacutermica calor de transiccedilatildeo transiccedilotildees
viacutetreas relaxaccedilatildeo teacutermica [2]
O sistema DSC consiste na detecccedilatildeo de um sinal eleacutetrico gerado pela diferenccedila de
temperatura entre o material de referecircncia cujo comportamento com a temperatura eacute conhecido
e o material que estaacute sendo investigado (amostra) O DSC eacute um meacutetodo calorimeacutetrico no qual
satildeo medidas diferenccedilas de energia A Figura 14 ilustra a configuraccedilatildeo de um DSC
34
Figura 14 Ilustraccedilatildeo da configuraccedilatildeo de um DSC
As curvas construiacutedas com os dados DSC permitem identificar substacircncias construir
diagramas de fase aleacutem de determinar a fraccedilatildeo de cristalinidade dos materiais A amostra natildeo
inerte pode sofrer periodicamente fenocircmenos de absorccedilatildeo ou geraccedilatildeo de calor em funccedilatildeo do
tempo temperatura e posiccedilatildeo do meio Entre os processos de absorccedilatildeo de calor (endoteacutermicos)
pode-se destacar a fusatildeo a sublimaccedilatildeo a adsorccedilatildeo e entre os processos de geraccedilatildeo de calor
(exoteacutermicos) destacam-se a cristalizaccedilatildeo e a desorccedilatildeo
De acordo com o fenocircmeno ocorrido com a amostra no interior do equipamento a curva
gerada poderaacute apresentar picos endoteacutermicos ou exoteacutermicos a associaccedilatildeo dos dados com um
diagrama de fases um DRX ou outra teacutecnica poderaacute ser necessaacuterio para se extrair informaccedilotildees
consistentes A Figura 15 ilustra as possiacuteveis configuraccedilotildees encontradas em uma curva tiacutepica
de DSC
Figura 15 Representaccedilatildeo graacutefica dos padrotildees geneacutericos de picos apresentados no DSC
35
Dentre os possiacuteveis fenocircmenos apresentados por uma amostra em um DSC pode-se
obter picos exoteacutermicos ou endoteacutermicos Pode-se calcular a energia de ativaccedilatildeo (Ea) necessaacuteria
para promover a cristalizaccedilatildeo ou a nucleaccedilatildeo de uma fase Para tanto eacute necessaacuterio conhecer
valores de temperaturas de pico de cristalizaccedilatildeo (Tc) medidas para diferentes taxas de
aquecimento constantes (τ) e aplicar esses valores na equaccedilatildeo de Kissinger mostrada abaixo
[2]
119897119899 (τ
1198791198882) = minus
119864119886
119877119879119888+ 119888 (12)
onde R = 831 Jmol K eacute a constante molar dos gases e c eacute uma constante arbitraria
36
3 PROCEDIMENTOS EXPERIMENTAIS
31 Produccedilatildeo da Amostra
Para produccedilatildeo da amostra de Bi3Ni utilizou-se a formula AxBy onde x + y =100 e as
relaccedilotildees abaixo descritas as quais permitem encontrar os valores em fraccedilatildeo da massa de cada
componente
119872119879119900119905119886119897 = (119909
119909+119910) 119872119860 + (
119910
119909+119910) 119872119861
119876119860 = (119909
119909+119910)
119872119860
119872119879119874119879119860119871 e (13)
119876119861 = (119910
119909 + 119910)
119872119861
119872119879119874119879119860119871
onde MTotal = massa total a ser pesada MA = massa do elemento A (constante na Tabela
Perioacutedica) MB = massa do elemento B (constante na Tabela Perioacutedica) QA = fraccedilatildeo da massa
do elemento A a ser pesada e QB = fraccedilatildeo da massa do elemento B a ser pesada
Considerando-se as relaccedilotildees acima a amostra composta pelos elementos quiacutemicos
Niacutequel (Ni) e Bismuto (Bi) foi produzida com a massa total de 3 gramas sendo 026 gramas
de Ni (Alfa Aesar com 9995 de pureza e com tamanho de partiacutecula de minus100 mesh) e 274
gramas de Bi (Alfa Aesar com 9995 de pureza e com tamanho de partiacutecula de minus100 mesh)
Para pesagem foi utilizada a balanccedila eletrocircnica de alta precisatildeo (001mg) SHIMADZU modelo
(AUW220D)
32 Siacutentese Mecacircnica
Apoacutes a preparaccedilatildeo da amostra iniciou-se a fase da moagem mecacircnica Para tal utilizou-
se o moinho High Energy Ball Mill Emax da Retsch pertencente ao Laboratoacuterio de Siacutentese e
Caracterizaccedilatildeo de Nanomateriais (LSCN) do IFAM O moinho Emax combina vantagens de
diversos tipos de moinho tais como impacto de alta frequecircncia (moinho oscilante) atrito
37
intenso (moinho oscilante de discos) e movimentos rotativos controlados do vaso de moagem
(moinho de bolas planetaacuterio) o que proporciona um oacutetimo desempenho [55]
Na Figura 16 satildeo mostradas as imagens do moinho na imagem agrave esquerda observa-se a posiccedilatildeo
de fixaccedilatildeo dos dois jarros de moagem
Figura 16 Moinho High Energy Ball Mill Emax
Os suportes de cada vaso satildeo afixados sobre dois discos que giram no mesmo sentido
movendo assim os vasos por uma trajetoacuteria circular sem que estes modifiquem sua orientaccedilatildeo
A accedilatildeo combinada da geometria dos vasos e da mecacircnica do movimento gera um forte atrito
entre as bolas a amostra e as paredes do vaso bem como uma elevada aceleraccedilatildeo que lanccedila as
bolas com forte impacto contra a amostra junto agraves paredes do vaso Disso resulta uma melhor
mistura das partiacuteculas e uma menor granulometria final [55]
O moinho possui um sistema de resfriamento por aacutegua permitindo que a elevada
aplicaccedilatildeo de energia possa ser aproveitada com eficiecircncia no processo de moagem sem que a
amostra se superaqueccedila
A amostra foi colocada no jarro de moagem juntamente com 3 esferas de accedilo inoxidaacutevel
com massa total de 2092 g resultando numa BPR aproximada de 71 O jarro de moagem foi
levado a glove box onde foi realizado o vaacutecuo do ambiente com a posterior injeccedilatildeo de gaacutes
Argocircnio e a selagem do vaso de moagem Esse procedimento teve como objetivo evitar uma
possiacutevel oxidaccedilatildeo da amostra durante a moagem mecacircnica
38
Na Figura 17 eacute possiacutevel visualizar o jarro de moagem em dois momentos sendo o
primeiro entes do fechamento com as esferas e a amostra e posteriormente durante o processo
de fechamento dentro da glove box
Figura 17 Preparaccedilatildeo e selagem do vaso de moagem
O primeiro processo de moagem da mistura foi realizado durante uma hora Apoacutes esse
tempo o jarro foi aberto e feito uma Difraccedilatildeo de Raios X (DRX) da amostra Seguiu-se entatildeo
para selagem do vaso de moagem e preparaccedilatildeo para novo ciclo de moagem O intervalo de
moagem passou a ser de 3 horas sendo realizado em trecircs etapas de 1 hora entre cada etapa
houve um intervalo de 5 minutos para resfriamento da amostra realizadas sem abertura do jarro
de moagem
No procedimento foi utilizada a rotaccedilatildeo de 1000 rpm a temperatura do vaso variou de
27 degC agrave 39 degC no final da moagem Apoacutes as 3 horas de moagem o vaso foi aberto e realizou-se
um DRX da amostra Esse processo se repetiu por seis vezes tendo gerado intervalos de tempo
de1h 4hs 7hs 10hs 13hs 16hs e 19hs de moagem
O fim da moagem foi estabelecido com base na anaacutelise dos difratogramas da amostra e
da constataccedilatildeo de equiliacutebrio na evoluccedilatildeo ou formaccedilatildeo de novas fases
39
33 Difraccedilatildeo de Raios X
As medidas de DRX foram realizadas no Laboratoacuterio de Materiais (LabMat) da UFAM
utilizando um Difratocircmetro de Raio-X modelo Empyrean da PANalytical com radiaccedilatildeo CuKα1
de 1 5406 Aring e se dividiram em duas etapas
A primeira etapa foi realizada com os intervalos de 1h 4hs 7hs 10hs 13hs 16hs e 19
horas e teve como finalidade acompanhar a evoluccedilatildeo estrutural da amostra e confirmar a
formaccedilatildeo da fase uacutenica de Bi3Ni
A Figura 18 apresenta o porta amostra em duas etapas distintas a primeira com a
amostra sendo preparada adequadamente e na segunda pronta para a realizaccedilatildeo do DRX
Figura 18 Preparaccedilatildeo da amostra para realizaccedilatildeo de DRX
Os difratogramas experimentais gerados foram submetidos agrave identificaccedilatildeo das fases
cristalinas atraveacutes de comparaccedilotildees com padrotildees difratomeacutetricos disponibilizados no banco de
dados do Inorganic Crystal Structure Database ndash ICSD
Na Figura 19 apresenta-se o goniocircmetro difratocircmetro de raio-X modelo Empyrean da
PANalytical
40
Figura 19 Difratocircmetro de Raio-X modelo Empyrean da PANalytical
Os padrotildees usados de DRX foram os seguintes
Faixa de acircngulo 10 ndash 100deg
Velocidade de escaneamento 1deg min
Tempo aproximado de realizaccedilatildeo do difratograma 45 min
Tubo de raio-X de cobre (Cu)
Voltagem 40 kV
Corrente 30 mA
Divergecircncia de fenda 10 (deg)
Dispersatildeo de fenda 10 (deg)
A segunda etapa das medidas de DRX foi realizada com uso do forno e medidas in situ
tendo sido realizadas com a amostra moiacuteda por 19 horas nas temperaturas de 250 2500 3000 e
350 0C essas medidas tiveram a finalidade de acompanhar o comportamento estrutural em
funccedilatildeo da temperatura e estudar a estabilidade teacutermica da amostra Detalhes do forno estatildeo
ilustrados nas Figuras 20
41
Figura 20 Preparaccedilatildeo da amostra e porta amostra no forno do DRX
A primeira mediccedilatildeo foi realizada a temperatura de 25 oC seguindo-se de um
aquecimento a taxa de 10 oCmin ateacute atingir a temperatura de 250 oC apoacutes atingir a temperatura
procedeu-se uma execuccedilatildeo de uma isoteacutermica por 10 minutos antes da mediccedilatildeo in situ de DRX
O procedimento foi repetido para as temperaturas de 300 oC e 350 oC conforme pode-se
observar na rampa de aquecimento da Figura 21
Figura 21 Rampa de aquecimento para medidas in situ de DRX
34 Refinamento pelo Meacutetodo de Rietveld
Para realizaccedilatildeo dos refinamentos pelo MR desta dissertaccedilatildeo utilizou-se o programa
GSAS (General Structure Analysis System) e o EXPGUI [4748]
42
Para se descrever o formato dos picos de DRX utilizou-se a funccedilatildeo perfil pseudo-Voigt
de Thompson-Cox-Hasting modificada funccedilatildeo de perfil CW 4 no pacote GSAS que considera
o modelo anisotroacutepico de Stephens e efeitos de textura [4950]
Para o coeficiente de mistura (η) que determina as contribuiccedilotildees do alargamento
gaussiano (η = 0) e Lorentziano (η = 1) nas equaccedilotildees 5 e 6 foi utilizado neste trabalho o valor
de η = 075
Os coeficientes de alargamento instrumental V e W constantes na equaccedilatildeo 5 foram
previamente obtidos a partir do DRX de uma amostra padratildeo bem cristalizada e mantidos fixos
no refinamento dos dados experimentais
Para o caacutelculo do tamanho meacutedio de cristalito com o uso da equaccedilatildeo 7 utilizou-se o
valor de K = 091 e 120582=0154056 nm
O GSAS dispotildee de 8 tipos de funccedilotildees de background neste trabalho utilizou-se a funccedilatildeo
polinomial de Chebyshev o nuacutemero de termos variou tendo sido utilizados 20 termos na funccedilatildeo
polinomial para refinamentos com a presenccedila da fase amorfa e 6 termos apoacutes a cristalizaccedilatildeo da
fase amorfa
Para iniacutecio do refinamento no programa EXPGUI foi utilizado o diagrama de blocos da
Figura 12 e para o refinamento dos paracircmetros as correlaccedilotildees da tabela 3
35 Tratamento Teacutermico
Foi realizado um tratamento teacutermico na amostra moiacuteda por 19 horas com a finalidade
de promover o relaxamento dos defeitos e tensotildees causados durante a moagem mecacircnica e a
cristalizaccedilatildeo da fase amorfa presente A partir da temperatura ambiente 25 oC iniciou-se o
aquecimento a uma taxa de 10 oCmin A temperatura final foi de 800 oC seguindo-se do
desligamento do forno que se manteve fechado ateacute que a temperatura da amostra atingisse
25 oC Em seguida a amostra foi retirada do forno e foi realizado um DRX Utilizou-se um forno
tubular com tubo de quartzo e uma atmosfera com fluxo constante de gaacutes argocircnio ilustrado
na Figura 22
43
Figura 22 Forno utilizado para realizar o tratamento teacutermico
36 Calorimetria Diferencial de Varredura (DSC)
As medidas de DSC foram realizadas na amostra moiacuteda por 19 horas em uma ceacutelula
Netzsch modelo DSC 3500 Sirius pertencente ao Laboratoacuterio de Termo ciecircncias da UFAM
Para realizaccedilatildeo das medidas utilizou-se um fluxo de proteccedilatildeo de N2 a 50 mlmin com
temperatura inicial de 25 oC e temperatura final de 550 oC
Foram realizadas quatro medidas com as taxas de transferecircncia de calor de 25 oCmin
5 oCmin 10 oCmin e 20 oCmin Foram utilizados cadinhos (porta amostra) de alumiacutenio e a
massa meacutedia de 22 mg de amostra foi utilizada nos quatro experimentos
Na Figura 23 eacute mostrada a ceacutelula Netzsch modelo DSC 3500 Sirius onde foram
realizadas as medidas e os cadinhos sendo dois fechados e um com a amostra visiacutevel
Figura 23 Equipamento utilizado para realizar o DSC
44
4 RESULTADOS E DISCUSSOtildeES
41 Evoluccedilatildeo estrutural
A Figura 24 mostra a evoluccedilatildeo estrutural durante o processo de siacutentese conforme
descrito nos procedimentos experimentais Qualitativamente podemos ver nesta figura uma
modificaccedilatildeo gradativa dos padrotildees de difraccedilatildeo O pico mais intenso da amostra moiacuteda por 1
hora corresponde ao plano (1 0 -2) do Bi precursor
Acompanhando o comportamento deste plano em especiacutefico constata-se que entre a
primeira e a quarta hora o mesmo sofre apenas uma ligeira diminuiccedilatildeo Concomitantemente
com este decreacutescimo emergem pequenos novos picos em 2θ aproximadamente entre 28 e 35o
Com 7 horas de moagem os novos picos satildeo evidentes e foram identificados junto agrave base de
dados do ICSD como a estrutura desejada Bi3Ni grupo espacial Pnma (cartatildeo nuacutemero 391336)
Em 13 horas de moagem o pico do Bi atinge seu miacutenimo e segue estaacutevel ateacute 19 h de moagem
Dada a observaccedilatildeo da estabilizaccedilatildeo estrutural o processo foi interrompido Uma anaacutelise mais
detalhada dos difratogramas seraacute mostrada e discutida na sequecircncia
Figura 24 Padratildeo de difraccedilatildeo observado para amostra e Bi3Ni durante todo intervalo de moagem
10 20 30 40 50 60 70 80
19h
16h
1h
10h
1h
7h
4h
2(graus)
1h
13h
Inte
nsid
ade (
ua
)
45
Na Figura 25 mostramos a indexaccedilatildeo das fases na primeira hora de moagem onde foi
verificada o iniacutecio da nucleaccedilatildeo do Bi3Ni Tambeacutem eacute possiacutevel observar os picos do elemento
precursor minoritaacuterio no caso o Niacutequel (cartatildeo ICSD 64703)
Figura 25 Difratograma obtido apoacutes a primeira hora de moagem
Seguindo o processo de moagem conforme descrito nos procedimentos experimentais
a amostra foi moiacuteda por mais 3 horas totalizando 4 horas de moagem os difratogramas obtidos
satildeo apresentados nas Figuras 26 e 27 Nesta etapa jaacute natildeo eacute mais possiacutevel identificar a presenccedila
dos picos referentes ao niacutequel dessa forma somente satildeo observados os picos do bismuto e do
Bi3Ni Poreacutem como verificamos na Figura 24 a nucleaccedilatildeo da liga Bi3Ni continua ocorrendo
sistematicamente
Na Figura 26 mostramos uma comparaccedilatildeo do difratograma padratildeo de Bi3Ni (cartatildeo
nuacutemero 391336 do ICSD) com o difratograma da amostra moiacuteda por 4 horas plotados em
conjunto para destacar a nucleaccedilatildeo da fase de Bi3Ni
Na Figura 27 apresenta-se o resultado do refinamento pelo meacutetodo de Rietveld para as
4 horas de moagem Eacute possiacutevel verificar um bom acordo entre o padratildeo de DRX da amostra e
o padratildeo refinado por MR Os fatores de qualidade podem ser verificados na tabela 4 Neste
refinamento obtivemos uma fraccedilatildeo de fase equivalente a 67 de Bi e 33 de Bi3Ni
46
Figura 26 Difratograma da amostra moiacuteda durante 4 horas (curva com ruiacutedo) e o padratildeo idealizado
do Bi3Ni calculado a partir do arquivo CIF (cartatildeo ICSD no 391336)
Figura 27 Padratildeo observado no DRX (4horas) calculado e residual obtidos no refinamento pelo MR
10 20 30 40 50 60 70 80
23 24 25 26 27 28 29 30 31 32 33
Inte
nsid
ade (
ua
)
2(graus)
4 horas
CIF Bi3Ni
10 20 30 40 50 60 70 80
Experimental
Calculado
Residual
Inte
nsid
ade (
u a)
2 (graus)
4 horas
25 30 35 40 45
47
Em todas as etapas do processo de moagem foram obtidos refinamentos com iacutendices de
qualidade muito semelhantes Natildeo houve alteraccedilatildeo nos acircngulos da ceacutelula unitaacuteria do composto
de Bi3Ni que permanecerem com α= β= λ = 90o Os valores obtidos para os iacutendices de avaliaccedilatildeo
da qualidade e os paracircmetros de rede encontram-se na tabela 4
Tabela 4 Valores de Rwp e 1205362 obtidos nos refinamentos realizados durante o processo de moagem
mecacircnica para o Bi3Ni
Com os resultados obtidos nos refinamentos determinou-se as contribuiccedilotildees em
porcentagem de cada fase em funccedilatildeo do tempo de moagem Verifica-se que apoacutes a primeira
hora de moagem natildeo se identifica no difratograma a presenccedila de Ni entretanto a fase de Bi3Ni
continua nucleando indicando que ainda existe niacutequel disponiacutevel para a formaccedilatildeo desta fase
Pode-se conceber algumas hipoacuteteses para este fato A primeira refere-se agrave sensibilidade do
equipamento de DRX que natildeo identifica precisamente elementos com fraccedilatildeo de fase menor
que 10 Outa hipoacutetese provaacutevel pode ser atribuiacutea a uma adesatildeo do niacutequel nas paredes do jarro
de moagem ou nas esferas de accedilo tendo em vista sua ductilidade
Na Figura 28 foi plotado a fraccedilatildeo de cada uma das fases presentes no processo de
moagem em funccedilatildeo do tempo Fica evidente que apoacutes a primeira hora a fraccedilatildeo de fase do niacutequel
eacute zero mas continua ocorrendo a nucleaccedilatildeo do Bi3Ni que estabiliza em 13 horas
TEMPO DE MOAGEM RWP 1205362 PARAcircMETROS DE REDE DO BI3NI
a (Å) b (Å) c (Å) Volume (Å3)
4 HORAS 77 139 8890(9) 4102(1) 11502(1) 41949(6)
7 HORAS 70 137 8891(3) 4106(1) 11500(1) 41986(9)
10 HORAS 71 131 8888(1) 4104(8) 11495(1) 41939(5)
13 HORAS 65 124 8893(5) 4104(3) 11507(1) 42003(2)
16 HORAS 64 124 8888(7) 4102(9) 11499(9) 41940(1)
19 HORAS 63 123 8894(1) 4105(1) 11506(5) 42012(3)
48
Figura 28 Fraccedilatildeo das fases de Ni Bi e Bi3Ni em funccedilatildeo do tempo de moagem
Utilizando-se a equaccedilatildeo 7 com os dados obtidos no refinamento pelo MR calculou-se
o tamanho meacutedio dos cristalitos de Bi3Ni em funccedilatildeo do tempo de moagem Na Figura 29
apresenta-se em forma de um graacutefico os valores obtidos Observamos que entre a quarta e a
seacutetima hora haacute um aumento aproximado de 14 no tamanho meacutedio do cristalito pode-se
atribuir esse aumento a uma possiacutevel deformaccedilatildeo plaacutestica da amostra acarretando num
acreacutescimo da aacuterea de superfiacutecie o que aumentaria progressivamente a probabilidade de
soldagem a frio dessas partiacuteculas gerando assim um aumento do tamanho meacutedio do cristalito
Entre a seacutetima e a deacutecima hora de moagem ocorre uma reduccedilatildeo de 26 no tamanho do
cristalito maior valor percentual obtido entre intervalos de moagem Entre a deacutecima sexta e a
deacutecima nona hora haacute uma estabilizaccedilatildeo no processo de reduccedilatildeo do tamanho de cristalito
Obtivemos no final do processo uma reduccedilatildeo total de aproximadamente 59 o que representa
um tamanho meacutedio de cristalito na ordem de 2653 nm
Plota-se na Figura 29 um graacutefico com tamanho meacutedio de cristalito do composto Bi3Ni
em funccedilatildeo do tempo de moagem
0 5 10 15 20
0
20
40
60
80
100
Fra
ccedilao d
e fases (
)
Tempo de moagem ( horas)
Bi
Bi3Ni
Ni
49
Figura 29 Tamanho meacutedio de cristalito de Bi3Ni em funccedilatildeo do tempo de moagem
Natildeo houve formaccedilatildeo de novas fases ou aparentemente quaisquer outras alteraccedilotildees
significativas apoacutes a deacutecima terceira hora de moagem Os uacutenicos efeitos com a continuaccedilatildeo da
moagem foram a melhora da cristalizaccedilatildeo da fase de interesse e o aumento de intensidade do
perfil referente a fase amorfa Poreacutem o processo de moagem totalizou 19 horas a finalidade
deste intervalo apoacutes a estabilizaccedilatildeo de formaccedilatildeo da fase pretendida foi verificar a possibilidade
de oxidaccedilatildeo da amostra que ficou exposta ao ambiente durante a execuccedilatildeo do DRX
Observa-se nos difratogramas da Figura 24 a formaccedilatildeo de uma acentuada elevaccedilatildeo na
linha de base entre a faixa de 2θ que vai de aproximadamente 26deg a 36deg A forma ou perfil
dessa elevaccedilatildeo eacute um forte indicio do aparecimento de uma fase amorfa Para alcanccedilar bom
acordo nos refinamentos Rietveld foram necessaacuterios 20 termos na funccedilatildeo polinomial de
Chebyshev para descrever estas linhas de base (background)
Analisando-se portanto os difratogramas referentes agraves etapas de 10 13 16 e 19 horas
eacute possiacutevel identificar o crescimento dessa fase amorfa conforme mostramos na Figura 30
4 6 8 10 12 14 16 18 20
25
30
35
40
45
50
55
Ta
ma
nh
o m
eacuted
io d
e c
rista
lito
(n
m)
Tempo de moagem (horas)
50
Estas curvas satildeo particularmente interessantes uma vez que podemos avaliar as
distacircncias R entre os primeiros vizinhos da fase desordenada aplicando a equaccedilatildeo de Ehrenfest
que pode ser expressa como [56]
2Rsen(θ) = 123λ (14)
O maacuteximo destas curvas correspondem a 2θ ~29o o que nos leva a distacircncias aproximada
de 38 Aring Esta distacircncia natildeo fere nenhum viacutenculo de distancias entre os atamos para
Ni-Ni~248 Aring Ni-Bi~ 278 Aring Bi-Bi~308 Aring Bi-O~214 Aring
Figura 30 Comparaccedilatildeo das funccedilotildees de background para a amostra moiacuteda por 10 13 16 e 19 horas
Com objetivo de avaliar com mais detalhes a estrutura nanocristalina e amorfa
realizamos medidas de difraccedilatildeo com configuraccedilotildees que produzissem uma maior qualidade nos
dados obtidos utilizamos uma cacircmara com baixo vaacutecuo e aumentamos o tempo de aquisiccedilatildeo
dos dados
A Figura 31 mostra o padratildeo obtido para a amostra final moiacuteda por 19 horas
Destacamos a evidente fase amorfa que se forma
10 20 30 40 50 60 70 80
19 horas
16 horas
13 horas
10 horas
Inte
nsid
ade (
u a)
2 (graus)
51
Figura 31 Formaccedilatildeo da fase amorfa na amostra de Bi3Ni apoacutes 19 horas de moagem
Comparando o padratildeo de DRX obtido para amostra moiacuteda por 19 horas com o
difratograma padratildeo de Bi3Ni (cartatildeo nuacutemero 391336 do ICSD) pode-se constatar a
equivalecircncia dos picos conforme apresentada Figura 32
Com os difratogramas de maior resoluccedilatildeo verificamos a presenccedila embora em uma
pequena fraccedilatildeo de Bi (ICSD no 64703) Assim como uma ligeira sugestatildeo da existecircncia de
Bi2O3 (ICSD no 41764) vislumbra-se essa fase em virtude da possiacutevel oxidaccedilatildeo da amostra
devido as sucessivas aberturas do jarro de moagem para realizaccedilatildeo do DRX entretanto
diferentemente do que se percebe para o bismuto natildeo haacute nenhum pico referente ao oxido de
bismuto
Na posiccedilatildeo de 2θ~27o existe um pico caracteriacutestico do Bi2O3 entretanto mesmo com a
melhor resoluccedilatildeo do DRX natildeo eacute possiacutevel distinguir claramente a fase do oxido de bismuto
assim durante o processo de refinamento pelo MR natildeo foi adicionada a fase relativa ao oxido
O refinamento pelo meacutetodo de Rietveld referente a amostra moiacuteda por 19h encontra-se
na Figura 33 percebe-se a boa concordacircncia obtida para a fase de interesse Bi3Ni e a fase
20 30 40 50 60 70 80
Bi
Inte
nsid
ade (
u a)
2 (graus)
Bi
20 25 30 35 40 45
52
amorfa O asterisco indicando o pico principal do Bi salienta que essa fase por contribuir
modestamente em um difratograma tatildeo complexo natildeo eacute bem ajustada
Figura 32 Difratograma da amostra moiacuteda 19h em conjunto com os CIFs de o Bi3Ni Bi e Bi2O3
Figura 33 Difratograma da amostra moiacuteda 19h e refinada por meacutetodo de Rietveld partindo dos CIFs
do Bi3Ni Bi
20 30 40 50 60 70 80
19 horas
Bi3Ni
Bi
Bi2O
3
In
tensid
ade (
u a)
2 (graus)
25 30 35 40
20 30 40 50 60 70 80
Experimental (19h)
Calculado
Residual
Inte
nsid
ade (
u a)
2 (graus)
20 25 30 35 40 45 50
53
Os trabalhos cientiacuteficos que versam sobre a produccedilatildeo e a caracterizaccedilatildeo do composto
Bi3Ni descrevem que a siacutentese pode ser realizada por vaacuterios mecanismos normalmente as
metodologias mais usadas para obtenccedilatildeo envolvem os processos em meio quiacutemico a
eletrodeposiccedilatildeo e a solidificaccedilatildeo raacutepida Em alguns casos utilizou-se longos processos teacutermicos
que envolvem a permanecircncia da amostra num forno de resistecircncia a 1100 degC durante 3 dias
[13] ou processos de sinterizaccedilatildeo com recozimento a vaacutecuo a temperatura de 1000 degC por 24
horas [15] Relata-se tambeacutem que conforme ocorreu neste trabalho algumas amostras
apresentam pequenos traccedilos de Bi em sua composiccedilatildeo final [13]
Dessa forma o primeiro desafio desse trabalho foi produzir uma fase uacutenica de Bi3Ni por
meio da moagem mecacircnica entretanto verificou-se no resultado obtido no DRX e no
refinamento pelo MR que a fase de Bi3Ni embora apresente uma fraccedilatildeo de 999 ainda possui
leves traccedilos do pico mais intenso de bismuto (indicado por um asterisco na Figura 33) Uma
proposta futura seria portanto acrescentar uma pequena quantidade de Ni para interagir com
esse Bi remanescente
42 Medidas de DRX in situ
Com o objetivo de estudar a estabilidade teacutermica e acompanhar a evoluccedilatildeo estrutural da
amostra em funccedilatildeo da temperatura foram realizadas medidas de DRX in situ conforme
descrito nos procedimentos experimentais A Figura 34 apresenta os quatro difratogramas
obtidos
A temperatura de 25 oC observa-se uma fase uacutenica do composto Bi3Ni (com jaacute
mencionado anteriormente a amostra possui uma leve indicaccedilatildeo da presenccedila de bismuto) que
possui estrutura ortorrocircmbica e grupo espacial Pnma eacute a mesma apresentada na Figura 32
A medida que aumentamos a temperatura conforme descrito na seccedilatildeo 3 Figura 21
inicia-se uma transformaccedilatildeo do composto inicial para o crescimento da fase tetragonal de Bi2O3
(ICSD no 41764) e da fase precursora de Bi Essa alteraccedilatildeo na composiccedilatildeo da amostra ocorre
em virtude da degradaccedilatildeo da fase Bi3Ni que conforme eleva-se a temperatura tem sua fraccedilatildeo
diminuiacuteda conforme verifica-se na Figura 36 Embora as medidas in situ terem sido feitas em
baixo vaacutecuo natildeo foi impedido o crescimento do Bi2O3
54
Na Figura 34 encontram-se plotados os DRX referentes as medidas realizadas em 25o
250o 300o e 350 oC as curvas foram deslocadas verticalmente para melhor comparaccedilatildeo
Figura 34 Padratildeo observado nos DRX da amostra submetida a aquecimento
A temperatura de 250 oC temos a ocorrecircncia de trecircs fases Bi3Ni Bi2O3 e Bi
O refinamento estrutural pelo meacutetodo de Rietveld estaacute mostrado na Figura 35 Mesmo tratando-
se de uma amostra com um elevado nuacutemeros de pico aleacutem da presenccedila de uma fase amorfa o
acordo entre o experimental e o calculado eacute notaacutevel Os valores dos iacutendices de avaliaccedilatildeo da
qualidade do refinamento referentes as quatro medidas realizadas encontram-se na tabela 5
20 30 40 50 60 70 80
350 0C
300 0C
250 0C
Inte
nsid
ade (
ua
)
2 (graus)
25 0C
55
Figura 35 Padratildeo obtidos no refinamento pelo MR para amostra aquecida a 250 0C
Tabela 5 Valores de Chi2 e de Rwp obtidos nos refinamentos realizados durante o processo de
aquecimento
A temperatura de 300 oC comeccedila a formaccedilatildeo da uma nova fase cubica de grupo espacial
I23 o Bi12NiO19 em detrimento da diminuiccedilatildeo da fase de Bi3Ni Aleacutem do aumento da fraccedilatildeo
da fase de Bi2O3
Temperatura de realizaccedilatildeo da medida Rwp 1205362
25 0C 69 23
250 0C 83 18
300 0C 98 26
350 0C 99 25
10 20 30 40 50 60 70 80
Inte
nsid
ade (
ua
)
2 (graus)
Experimental
Calculado
Residual
250 0C
25 30 35 40
56
O uacuteltimo DRX foi realizado a 350 oC a principal alteraccedilatildeo dessa medida refere-se ao
fato da inexistecircncia de picos referentes agrave fase Bi3Ni A fase majoritaacuteria torna-se agora a fase
referente ao Bi e a fase Bi12NiO19 (indexado na base de dados PDF2 mas natildeo na base de dados
ICSD) permanece estaacutevel isto eacute sem alteraccedilotildees significativas em sua fraccedilatildeo O fato de estarem
presentes picos referentes ao Bi mesmo apoacutes termos ultrapassado a temperatura de fusatildeo pode
ser explicado levando-se em consideraccedilatildeo a baixa condutividade teacutermica do bismuto aliado ao
excesso de defeitos produzidos na moagem assim natildeo obteve-se a fusatildeo do elemento
Utilizamos os dados obtidos nos refinamentos para plotar o graacutefico exposto na Figura
36 onde eacute possiacutevel observar a fraccedilatildeo de cada fase em funccedilatildeo da temperatura de execuccedilatildeo do
DRX Percebe-se a raacutepida decomposiccedilatildeo da fase de Bi3Ni que entre 250 oC e 350 oC apresenta
uma reduccedilatildeo percentual de aproximadamente 88 concomitantemente ao crescimento
percentual da fase de Bi
Figura 36 Fraccedilotildees de fase em funccedilatildeo da temperatura de realizaccedilatildeo do DRX in situ
O DRX realizado na amostra a 350 oC eacute mostrado na Figura 37 em conjunto aos CIFs
das fases constituintes Para a fase Bi12NiO19 natildeo foi encontrado o CIF no banco de dados do
Inorganic Crystal Structure Database (ICSD) Para refinar utilizando o meacutetodo de Rietveld
partimos do protoacutetipo estrutural de Bi26-x Mx O40-y (M = Mg Al Co Ni) O CIF desta fase
25 75 125 175 225 275 325 375
0
20
40
60
80
100
Fra
ccedilao d
e F
ases (
)
Temperatura (0C)
Bi3Ni
Bi2O
3
Bi
Bi12
NiO19
57
resultante estaacute mostrado em vermelho na Figura 37 e uma representaccedilatildeo da ceacutelula unitaacuteria na
Figura 38 os aacutetomos de oxigecircnio estatildeo representados na cor vermelha e o niacutequel em verde
Figura 37 Padratildeo observado no DRX da amostra em 350 oC em comparaccedilatildeo com o CIF das fases
constituintes
Figura 38 Projeccedilatildeo do eixo a e em perspectiva do Bi12NiO19
10 20 30 40 50 60 70 80
Inte
nsid
ade (
ua
)
2(graus)
350 graus
Bi2O
3
Bi
Bi12
NiO19
20 25 30 35 40 45 50 55
58
O refinamento estrutural utilizando estas fases estaacute mostrado na Figura 39 e os valores
referentes aos paracircmetros de rede obtidos para o refinamento da fase Bi12NiO19 constam na
tabela 6
Figura 39 Padratildeo obtidos no refinamento pelo MR para amostra aquecida a 350 0C
Tabela 6 Paracircmetros da ceacutelula unitaacuteria da estrutura Bi12NiO19
A Figura 40 conteacutem as fotografias retiradas do forno do difratocircmetro antes e apoacutes a
realizaccedilatildeo da medida Eacute possiacutevel verificar que a amostra devido a dilataccedilatildeo volumeacutetrica e a
fusatildeo do bismuto transborda o porta amostra
Paracircmetros de Rede a = b=c=10258(8) Aring
Acircngulos α = β = γ = 900
Volume da ceacutelula 107966(2) Aring3
Grupo de simetria Cuacutebico
Grupo espacial I23
10 20 30 40 50 60 70 80
Inte
nsid
ade (
ua
)
2 (graus)
Calculado
Experimental
Residual
350 0C
20 25 30 35 40 45
59
Figura 40 Fotografia do forno do DRX antes a apoacutes a realizaccedilatildeo das medidas
43 Calorimetria Diferencial de Varredura (DSC)
Com a finalidade de estudar e melhor entender a evoluccedilatildeo estrutural da amostra
observada nas medidas in situ realizou-se medidas DSC conforme descrito nos procedimentos
experimentais a temperatura final foi de 550 oC
Na Figura 41 mostramos as medidas DSC feitas em diferentes taxas de aquecimento
realizadas na amostra moiacuteda por 19 horas Em todas as 4 medidas vemos comportamentos
exoteacutermicos e endoteacutermicos Os picos endoteacutermicos ocorreram a uma temperatura aproximada
de 270 0C temperatura essa equivalente ao ponto de fusatildeo do bismuto e foram atribuiacutedos a
fusatildeo do Bi ocorrida em duas etapas
Comparando-se os resultados obtidos nas medidas in situ onde observamos a nucleaccedilatildeo
de uma nova fase a partir da temperatura de 250 oC com os resultados obtidos no DSC podemos
concluir que o pico exoteacutermico presente no termograma corresponde agrave nucleaccedilatildeo da fase de
Bi2O3
Com a finalidade de calcular a energia de ativaccedilatildeo (Ea) necessaacuteria para promover essa
nucleaccedilatildeo aplicamos a metodologia proposta por Kissinger [2] Conforme indicado na Figura
41 as 4 medidas foram feitas com taxas de aquecimento de 25 5 10 e 20 oCmin
60
A Figura 42 mostra em detalhes a Figura 41 onde vemos os valores das temperaturas
de pico de cristalizaccedilatildeo (Tc) e as referidas taxas de aquecimento (120591) Como era esperado a
medida que a taxa de aquecimento aumenta a temperatura de pico tambem aumenta
Figura 41 Termograma DSC plotados em conjunto para os diferentes fluxos de calor
Figura 42 Espectros DSC com as temperaturas de pico e suas respectivas taxas de aquecimento
100 150 200 250 300 350 400 450 500 550
250Cmin
50Cmin
100Cmin
fluxo d
e c
alo
r (u
a)
Temperatura (0C)
200Cmin
exo
230 235 240 245 250 255 260 265 270 275 280 285
250Cmin
50Cmin
100Cmin
fluxo d
e c
alo
r (u
a )
Temperatura (0C)
242 0C
252 0C
266 0C
278 0C
200Cmin
exo
61
Com os dados fornecidos na Figura 42 pode-se calcular a energia de ativaccedilatildeo referente
a nucleaccedilatildeo da fase de Bi2O3 Plotando-se um graacutefico linear de ln(120591
1198791198882) versus
1
119879119888 onde o
coeficiente angular eacute (minus119864119886
119877) obteacutem-se a energia de ativaccedilatildeo A Figura 43 apresenta a
linearizaccedilatildeo da equaccedilatildeo 16 de onde se obteacutem a energia de ativaccedilatildeo do processo de nucleaccedilatildeo
do Bi2O3
Figura 43 Graacutefico linear do ln(120591
1198791198882) versus
1
119879119888
Logo considerando as relaccedilotildees anteriormente definidas eacute possiacutevel calcular a energia de
ativaccedilatildeo uma vez que m = (minus119864119886
119877) e R = 831 jmol K Desse modo a energia de ativaccedilatildeo
necessaacuteria para promover a nucleaccedilatildeo da fase Bi2O3 eacute de 12465 kJmol
A metodologia proposta permitiria tambeacutem calcular a energia de ativaccedilatildeo necessaacuteria
para cristalizar a fase amorfa as medidas de DSC foram planejadas ateacute a temperatura de
550 oC devido a limitaccedilotildees do equipamento poreacutem como fica evidente na Figura 41 natildeo se
observa nenhum pico exoteacutermico apoacutes os 350 oC que se possa estar associado a cristalizaccedilatildeo da
fase amorfa O pico exoteacutermico existente como jaacute mencionado ocorreu a uma temperatura que
variou de 242 0C agrave 278 0C e refere-se agrave nucleaccedilatildeo de fase
182 184 186 188 190 192 194
-115
-110
-105
-100
-95
ln (
T2 c)
1Tc (10
-3 k
-1)
62
44 Tratamento teacutermico
Apoacutes a realizaccedilatildeo das medidas de DRX in situ e das medidas de DSC a fase amorfa
ainda se encontrava presente assim foi realizado um tratamento teacutermico com a finalidade de
promover a cristalizaccedilatildeo da fase amorfa presente
O tratamento teacutermico foi realizado a uma taxa constante de 10 0Cmim ateacute a temperatura
de 800 0C com a atmosfera protegida por gaacutes argocircnio Na Figura 44 apresenta-se o difratograma
da amostra realizado apoacutes o do tratamento teacutermico vemos no detalhe que a acentuada elevaccedilatildeo
na linha de base entre a faixa de 2θ que vai de aproximadamente 26deg agrave 36deg e que corresponde
a fase amorfa desapareceu completamente
Figura 44 Difratograma da amostra apoacutes tratamento teacutermico
Para a amostra tratada termicamente foram identificadas trecircs fases similar ao observado
nas medias in situ a 350 oC foram identificadas a fase cuacutebica Bi12NiO19 a fase tetragonal de
Bi2O3 (ICSD no 41764) e a fase romboeacutedrica de Bismuto (ICSD no 64703) Na Figura 45
apresentamos o padratildeo observado plotado juntamente com o CIF das 3 fases identificadas
10 20 30 40 50 60 70 80
Inte
nsid
ad
e (
ua
)
2 (graus)
Pos Tratamento Teacutermico
20 25 30 35 40 45 50 55 60
63
Figura 45 Difratograma da amostra apoacutes tratamento teacutermico em conjunto com os CIFs de Bi Bi2O3 e
Bi12NiO19
Pode-se verificar no padratildeo do difratograma da Figura 45 que pelo formato da linha de
base obtida ocorreu a cristalizaccedilatildeo da fase amorfa e as fases identificadas correspondem aos
picos presentes no DRX da amostra
O refinamento realizado pelo MR confirmou a identificaccedilatildeo das fases contidas na
amostra no sentido da exata correspondecircncia entre os picos obtidos nos padrotildees calculados e
observados As fraccedilotildees das fases da amostra que sofreu tratamento teacutermico em comparaccedilatildeo com
as fraccedilotildees obtidas no DRX in situ estatildeo apresentados na tabela 7
Tabela 7 Fraccedilotildees das fases apoacutes tratamento teacutermico e DRX in situ a 350 oC
Fraccedilatildeo das fases Tratamento Teacutermico DRX in situ a 350 oC
Bi12NiO19 90 137
Bi2O3 89 20
Bi 11 663
10 20 30 40 50 60 70 80
Inte
nsid
ade (
ua
)
2 (graus)
Observado
Bi
Bi2O
3
Bi12
NiO19
25 30 35 40 45 50 55
64
O aumento da temperatura propicia a nucleaccedilatildeo das fases de Bi2O3 e Bi12NiO19 em
detrimento da diminuiccedilatildeo da fase Bi3Ni
O refinamento pelo meacutetodo de Rietveld para amostra que sofreu tratamento teacutermico
apresentou uma boa concordacircncia para os perfis calculado e experimental Nesse refinamento
foi utilizado o CIF modificado de Bi12NiO19 Na Figura 46 temos o padratildeo experimental e o
calculado obtidos no refinamento pelo MR
Figura 46 Padratildeo observado e experimental refinado pelo MR para amostra tratada termicamente
Compara-se na Figura 47 os difratogramas obtidos para amostra tratada termicamente e
para o DRX in situ a temperatura de 350 oC eacute possiacutevel identificar a correspondecircncia entre os
picos entretanto eacute notaacutevel a diferenccedila na linha de base do difratograma referente ao DRX in
situ contra o DRX da amostra submetida a tratamento teacutermico Pode-se concluir que para
ocorrer a cristalizaccedilatildeo da fase amorfa eacute necessaacuterio que a temperatura do tratamento teacutermico seja
superior a 550 0C
10 20 30 40 50 60 70 80
Inte
nsid
ade (
ua
)
2 (graus)
Calculado
Experimental
Residual
Pos Tratamento Teacutermico
65
Outro fenocircmeno perceptiacutevel eacute o deslocamento em 2θ da posiccedilatildeo dos picos O
difratograma da amostra que foi ao forno do DRX tem a posiccedilatildeo dos seus picos deslocados para
direita em comparaccedilatildeo ao observado no CIF do Bi12NiO19 e no DRX da amostra que passou
por tratamento teacutermico Podemos associar esse deslocamento a contraccedilatildeo do volume da ceacutelula
unitaacuteria Considerando o valor padratildeo do volume do composto Bi12NiO19 constante na tabela
5 ocorreu uma reduccedilatildeo de volume de aproximadamente 155 para amostra tratada
termicamente e uma variaccedilatildeo positiva de 005 para amostra do DRX in situ Na Figura 47
plotamos juntos os difratogramas da amostra tratada termicamente da amostra que realizou a
medida in situ a 350 0C e o CIF do Bi12NiO19
Figura 47 Difratogramas das amostras apoacutes tratamento teacutermico e DRX in situ em conjunto com o
CIF do Bi12NiO19
O tratamento teacutermico realizado produziu o resultado esperado cristalizando a fase
amorfa As fases presentes na amostra apoacutes a realizaccedilatildeo do tratamento estatildeo em conformidade
agraves encontradas nas medidas de DRX in situ
20 30 40 50 60 70 80
Bi
Inte
nsid
ade (
u a)
2 (graus)
Bi
20 25 30 35 40 45
66
5 CONCLUSAtildeO
A sintetizaccedilatildeo do composto nanoestruturado de Bi3Ni foi realizado de modo eficiente
apoacutes 13 horas de moagem mecacircnica
As medidas de difraccedilatildeo de Raio X possibilitaram acompanhar a evoluccedilatildeo estrutural e a
nucleaccedilatildeo da fase de Bi3Ni O refinamento realizado pelo Meacutetodo de Rietveld proporcionou a
quantificaccedilatildeo dos paracircmetros cristalograacuteficos tais como paracircmetros de rede volume da ceacutelula
unitaacuteria fraccedilatildeo das fases presentes e tamanho de cristalito Os fatores de qualidade e
convergecircncia alcanccedilaram valores satisfatoacuterios correspondendo a exata simulaccedilatildeo do padratildeo
observado
A anaacutelise teacutermica realizada por meio das medidas de DRX in situ permitiu o estudo da
estabilidade teacutermica e o acompanhamento da evoluccedilatildeo estrutural da amostra em funccedilatildeo da
temperatura Foi possiacutevel identificar duas novas fases presentes o Bi2O3 e Bi12NiO19 nucleadas
agraves custas da fase de Bi3Ni Na temperatura de 350 oC a amostra eacute composta das fases Bi12NiO19
Bi2O3 e Bi
As medidas de DSC realizadas ateacute a temperatura de 550 oC e com quatro diferentes
taxas de aquecimento foram utilizadas para se calcular com o uso da equaccedilatildeo de Kissinger a
energia de ativaccedilatildeo (Ea) necessaacuteria para promover a nucleaccedilatildeo do composto Bi12NiO19 que eacute de
12465 kJmol
O tratamento teacutermico no forno ateacute 800 oC promoveu o relaxamento dos defeitos e
tensotildees causadas durante a moagem mecacircnica e a cristalizaccedilatildeo da fase amorfa natildeo sendo mais
possiacutevel identificar no DRX realizado o perfil referente a essa fase Identificou-se novamente a
fase Bi12NiO19 aleacutem da ocorrecircncia das fases de Bi2O3 e Bi jaacute identificadas nas medidas de
DRX in situ confirmando a consistecircncia dos resultados obtidos por dois ensaios diferentes
Pocircde-se verificar o mesmo fenocircmeno em todos os ensaios que envolveram o
aquecimento da amostra Ao aquecer-se o Bi3Ni ocorre um processo de oxidaccedilatildeo que resulta
na formaccedilatildeo da fase de Bi2O3 e a fase de Bi12NiO19 todas associadas ao consumo de Bi da fase
Bi3Ni
Para realizaccedilatildeo de estudos futuros com o intuito de se obter a fase uacutenica de Bi3Ni
pode-se alterar ligeiramente as massas dos produtos com a adiccedilatildeo de um pouco de niacutequel
67
Pode-se melhorar o controle das condiccedilotildees de realizaccedilatildeo dos tratamentos teacutermicos com o
intuito de se evitar a oxidaccedilatildeo A realizaccedilatildeo de medidas de DSC ateacute a temperatura de 800 0C
poderaacute revelar picos exoteacutermicos e propiciar condiccedilotildees para se calcular a energia necessaacuteria
para promover a cristalizaccedilatildeo da fase amorfa
68
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5
LISTA DE FIGURAS
Figura 1 Projeccedilatildeo dos eixos a b c e em perspectiva respectivamente do Bi (ICSD 64703) 10
Figura 2 Projeccedilatildeo do eixo a e em perspectiva respectivamente do Ni (ICSD 41508) 10
Figura 3 Projeccedilatildeo dos eixos a b e c do composto Bi3Ni (ICSD 391336) 12
Figura 4 Representaccedilatildeo em perspectiva do arranjo octaeacutedrico da cadeia de Bi3Ni (ICSD 391336) 12
Figura 5 Diagrama de Fases Bi-Ni e entalpia de formaccedilatildeo do Bi3Ni e BiNi 14
Figura 6 As 14 redes de Bravais 16
Figura 7 Representaccedilatildeo das fases presentes no processo de SM 18
Figura 8 Modelo de um material nanomeacutetrico Os ciacuterculos pretos e brancos representam
respectivamente a componente cristalina e a interfacial 19
Figura 9 Representaccedilatildeo geomeacutetrica da Lei de Bragg 22
Figura 10 Padratildeo de difraccedilatildeo para Cristal perfeito cristal real e liquido ou amorfo
respectivamente 24
Figura 11 Representaccedilatildeo esquemaacutetica de um difratocircmetro 25
Figura 12 Diagrama de blocos com ordem dos procedimentos para iniacutecio do refinamento no
EXPGUI 31
Figura 13 Interface do EXPGUI para refinamento dos paracircmetros 32
Figura 14 Ilustraccedilatildeo da configuraccedilatildeo de um DSC e do fluxo de calor 34
Figura 15 Representaccedilatildeo graacutefica dos padrotildees geneacutericos de picos apresentados no DSC 34
Figura 16 Moinho High Energy Ball Mill Emax 37
Figura 17 Preparaccedilatildeo e selagem do vaso de moagem 38
Figura 18 Preparaccedilatildeo da amostra para realizaccedilatildeo de DRX 39
Figura 19 Difratocircmetro de Raio-X modelo Empyrean da PANalytical 40
Figura 20 Preparaccedilatildeo da amostra e porta amostra no forno do DRX 41
Figura 21 Rampa de aquecimento para medidas in situ de DRX 41
Figura 22 Forno utilizado para realizar o tratamento teacutermico 43
Figura 23 Equipamento utilizado para realizar o DSC 43
Figura 24 Padratildeo de difraccedilatildeo observado para amostra e Bi3Ni durante todo intervalo de moagem 44
Figura 25 Difratograma obtido apoacutes a primeira hora de moagem 45
6
Figura 26 Difratograma da amostra moiacuteda durante 4 horas (curva com ruiacutedo) e o padratildeo
idealizado do Bi3Ni calculado a partir do arquivo CIF (cartatildeo ICSD no 391336) 46
Figura 27 Padratildeo observado no DRX (4horas) calculado e residual obtidos no refinamento
pelo MR 46
Figura 28 Fraccedilatildeo das fases de Ni Bi e Bi3Ni em funccedilatildeo do tempo de moagem 48
Figura 29 Tamanho meacutedio de cristalito de Bi3Ni em funccedilatildeo do tempo de moagem 49
Figura 30 Comparaccedilatildeo das funccedilotildees de background para a amostra moiacuteda por 10 13 16 e
19 horas 50
Figura 31 Formaccedilatildeo da fase amorfa na amostra de Bi3Ni apoacutes 19 horas de moagem 51
Figura 32 Difratograma da amostra moiacuteda 19h em conjunto com os CIFs de o Bi3Ni Bi e Bi2O3 52
Figura 33 Difratograma da amostra moiacuteda 19h e refinada por meacutetodo de Rietveld partindo dos
CIFs do Bi3Ni Bi e Bi2O3 52
Figura 34 Padratildeo observado nos DRX da amostra submetida a aquecimento 54
Figura 35 Padratildeo obtidos no refinamento pelo MR para amostra aquecida a 250 0C 55
Figura 36 Fraccedilotildees de fase em funccedilatildeo da temperatura de realizaccedilatildeo do DRX in situ 56
Figura 37 Padratildeo observado no DRX da amostra em 350 oC em comparaccedilatildeo com o CIF das fases
constituintes 57
Figura 38 Projeccedilatildeo do eixo a e em perspectiva do Bi12NiO19 57
Figura 39 Padratildeo obtidos no refinamento pelo MR para amostra aquecida a 350 0C 58
Figura 40 Fotografia do forno do DRX antes a apoacutes a realizaccedilatildeo das medidas 59
Figura 41 Termograma DSC plotados em conjunto para os diferentes fluxos de calor 60
Figura 42 Espectros DSC com as temperaturas de pico e suas respectivas taxas de aquecimento 60
Figura 43 Graacutefico linear do ln1205911198791198882 versus 1119879119888 61
Figura 44 Difratograma da amostra apoacutes tratamento teacutermico 62
Figura 45 Difratograma da amostra apoacutes tratamento teacutermico em conjunto com os CIFs de Bi
Bi2O3 e Bi12NiO19 63
Figura 46 Padratildeo observado e experimental refinado pelo MR para amostra tratada termicamente 64
Figura 47 Difratogramas das amostras apoacutes tratamento teacutermico e DRX in situ em conjunto
com o CIF do Bi12NiO19 65
7
LISTA DE TABELAS
Tabela 1 Principais variaacuteveis envolvidas no processo de siacutentese mecacircnica 21
Tabela 2 Relaccedilatildeo entre os fatores instrumentais e os efeitos sobre os picos de DRX 26
Tabela 3 Correlaccedilotildees e definiccedilotildees para as variaacuteveis envolvidas no refinamento pelo
MR no EXPGUI 33
Tabela 4 Valores de Rwp e 1205362 obtidos nos refinamentos realizados durante o processo de
moagem mecacircnica 47
Tabela 5 Valores de Chi2 e de Rwp obtidos nos refinamentos realizados durante o
processo de aquecimento 55
Tabela 6 Paracircmetros da ceacutelula unitaacuteria da estrutura Bi12NiO19 58
Tabela 7 Fraccedilotildees das fases apoacutes tratamento teacutermico e DRX in situ a 350 oC 63
8
SUMAacuteRIO
DEDICATOacuteRIA 3
AGRADECIMENTOS 6
RESUMO 3
ABSTRACT 4
LISTA DE FIGURAS 5
LISTA DE TABELAS 7
SUMAacuteRIO 8
1 INTRODUCcedilAtildeO 9
2 FUNDAMENTACcedilAtildeO TEOacuteRICA 12
21 O composto Bi3Ni 12
22 Estruturas Cristalinas 15
23 Siacutentese Mecacircnica 17
24 Difraccedilatildeo de Raios X 21
241 Difratocircmetro 24
25 Meacutetodo de Rietveld 26
251 Iacutendices de avaliaccedilatildeo da qualidade do refinamento 30
252 GSAS-EXPGUI 31
25 Calorimetria Diferencial de Varredura 33
3 PROCEDIMENTOS EXPERIMENTAIS 36
31 Produccedilatildeo da Amostra 36
32 Siacutentese Mecacircnica 36
33 Difraccedilatildeo de Raios X 39
34 Refinamento pelo Meacutetodo de Rietveld 41
35 Tratamento Teacutermico 42
36 Calorimetria Diferencial de Varredura (DSC) 43
4 RESULTADOS E DISCUSSOtildeES 44
41 Evoluccedilatildeo estrutural 44
42 Medidas de DRX in situ 53
43 Calorimetria Diferencial de Varredura (DSC) 59
44 Tratamento teacutermico 62
5 CONCLUSAtildeO 66
6 REFEREcircNCIAS 68
9
1 INTRODUCcedilAtildeO
Os materiais nanoestruturados satildeo definidos como materiais policristalinos de fase
simples ou multifaacutesicos com tamanho de gratildeo na ordem de nanocircmetros tipicamente menores
que 100 nm [1]
O estudo e a pesquisa dos materiais nanoestruturados vem nos uacuteltimos anos
despertando interesse na comunidade cientiacutefica Por causa dessas pequenas dimensotildees esses
materiais satildeo estruturalmente caracterizados por uma grande fraccedilatildeo volumeacutetrica de contornos
de gratildeo ou interfaces os quais podem alterar significativamente uma variedade de
propriedades fiacutesicas e quiacutemicas quando comparadas aos materiais cristalinos convencionais
(normalmente denominados bulk) [2]
Pode-se exemplificar essas mudanccedilas nas propriedades fiacutesicas utilizando-se como
exemplo o comportamento do ouro (Au) que apresenta uma reduccedilatildeo em seu ponto de fusatildeo
quando se encontra na forma nanoestruturada Enquanto que na forma de bulk o ouro possui
ponto de fusatildeo de aproximadamente 1064 degC na forma nanomeacutetrica (com cristais menores
que 5 nm) seu ponto de fusatildeo eacute da ordem de 300 degC [3]
Os materiais nanoestruturados podem ser sintetizados de diversas formas como por
exemplo eletrodeposiccedilatildeo [4] spray pyrolysis [5] sol-gel [6] deposiccedilatildeo de vapor fiacutesico [7]
solidificaccedilatildeo raacutepida [8] siacutentese mecacircnica [9] dentre outros As metodologias e teacutecnicas de
siacutentese podem alterar consideravelmente as propriedades dos compostos resultantes isso se
deve ao fato desses materiais nanoestruturados serem metaestaacuteveis e suas propriedades
dependerem do modo de preparaccedilatildeo da variaccedilatildeo do tempo temperatura pressatildeo Em geral
nos materiais nanoestruturados a componente interfacial ou contornos de gratildeo podem
corresponder a ateacute 50 do volume do material [10]
Neste trabalho utilizou-se a teacutecnica de siacutentese mecacircnica (SM) para produccedilatildeo de um
composto contendo bismuto e niacutequel a qual possibilita a produccedilatildeo de nanoestruturados em
temperaturas proacutexima a ambiente obtenccedilatildeo de ligas com elementos de alto ponto de fusatildeo
aleacutem de promover a deformaccedilatildeo plaacutestica das ceacutelulas unitaacuterias
O bismuto eacute um elemento quiacutemico de siacutembolo Bi com nuacutemero atocircmico (Z) igual a 83
e massa atocircmica igual a 2089 gmol Na temperatura ambiente o bismuto encontra-se no estado
soacutelido possuindo temperatura de fusatildeo de aproximadamente 271degC Eacute um elemento pesado
10
fraacutegil trivalente cristalino de coloraccedilatildeo rosaacutecea que se assemelha quimicamente ao arsecircnio e
ao antimocircnio
Eacute o mais diamagneacutetico de todos os metais e com a condutividade teacutermica mais baixa
entre todos os elementos exceto do mercuacuterio De todos os metais eacute o que menos conduz
corrente eleacutetrica O bismuto possui ceacutelula unitaacuteria romboeacutedrica e grupo espacial R-3m
A Figura 1 ilustra a ceacutelula unitaacuteria do Bi projetada nos eixos a b c e em uma perspectiva que
possibilita uma visualizaccedilatildeo tridimensional do elemento [11]
Figura 1 Projeccedilatildeo dos eixos a b c e em perspectiva respectivamente do Bi (ICSD 64703)
O niacutequel eacute um elemento quiacutemico de siacutembolo Ni nuacutemero atocircmico 28 e de massa
atocircmica 587 gmol Na temperatura ambiente encontra-se no estado soacutelido possuindo
temperatura de fusatildeo de aproximadamente 1455degC Eacute um metal de transiccedilatildeo de coloraccedilatildeo
branco-prateada condutor de eletricidade e calor duacutectil e maleaacutevel sendo bastante resistente
a corrosatildeo A amostra utilizada neste trabalho possui ceacutelula unitaacuteria cuacutebica e grupo espacial
Fm-3m A Figura 2 ilustra a ceacutelula unitaacuteria do Ni projetada no eixo a e em uma perspectiva que
possibilita uma visualizaccedilatildeo tridimensional do elemento [11]
Figura 2 Projeccedilatildeo do eixo a e em perspectiva respectivamente do Ni (ICSD 41508)
11
Este trabalho teve como objetivos sintetizar por moagem mecacircnica o composto de
Bi3Ni nanoestruturado realizar o estudo de suas propriedades estruturais antes e apoacutes os
tratamentos teacutermicos As principais teacutecnicas experimentais usadas nesta dissertaccedilatildeo foram a
difraccedilatildeo de raios X (DRX) para acompanhamento da evoluccedilatildeo estrutural da amostra em funccedilatildeo
do tempo de moagem o refinamento dos paracircmetros estruturais pelo meacutetodo de Rietveld
medidas DSC e de DRX in situ para estudar a estabilidade teacutermica bem como o comportamento
estrutural da amostra em funccedilatildeo da temperatura e um tratamento teacutermico para cristalizar a fase
amorfa presente
12
2 FUNDAMENTACcedilAtildeO TEOacuteRICA
21 O composto Bi3Ni
O composto intermetaacutelico Bi3Ni possui estrutura ortorrocircmbica e grupo espacial Pnma
possuindo um arranjo octaeacutedrico onde os aacutetomos de bismuto formam a matriz e os aacutetomos de
niacutequel formam uma cadeia linear [12]
Na Figura 3 projeta-se a ceacutelula unitaacuteria do Bi3Ni nos eixos a b c respectivamente
Figura 3 Projeccedilatildeo dos eixos a b e c do composto Bi3Ni em verde estaacute representado os aacutetomos de
niacutequel cartatildeo ICSD nordm 391336
Na Figura 4 representa-se o arranjo octaeacutedrico da cadeia de Bi3Ni onde eacute possiacutevel
identificar a cadeia linear formada pelo niacutequel
Figura 4 Representaccedilatildeo em perspectiva do arranjo octaeacutedrico da cadeia de Bi3Ni (ICSD 391336)
13
Relata-se na literatura que os principais meacutetodos para a obtenccedilatildeo do composto Bi3Ni
satildeo eletrodeposiccedilatildeo por meio quiacutemico ou solidificaccedilatildeo raacutepida Trabalhos cientiacuteficos
descreveram que a produccedilatildeo da amostra de Bi3Ni ocorreu por fusatildeo dos compostos Bi e Ni num
forno de resistecircncia a 1100 degC durante 3 dias [13]
O composto intermetaacutelico Bi3Ni apresenta supercondutividade a temperatura criacutetica de
41 K e embora essa caracteriacutestica seja conhecida desde 1951 escassos trabalhos tinham sido
publicados ateacute o iniacutecio do seacuteculo XXI As pesquisas no campo da supercondutividade tecircm
produzido a cada dia compostos com maiores temperaturas criticas (Tc) tal fato tem ajudado
os pesquisadores a desvendar os misteacuterios envolvendo a supercondutividade a Tc maiores que
40K [1415]
Novos trabalhos envolvendo as propriedades supercondutoras do Bi3Ni voltaram a ser
objeto de estudo especialmente apoacutes a constataccedilatildeo que alguns materiais quando submetidos a
pressatildeo tem sua temperatura criacutetica aumentada ligas contendo Fe na base de oxypnictides
(classe de material que inclui o oxigecircnio ao 15deg grupo da tabela perioacutedica grupo do nitrogecircnio)
apresentaram Tc de 43 K tal elevaccedilatildeo foi tambeacutem constatada com a substituiccedilatildeo de alguns
elementos na composiccedilatildeo das ligas obtendo-se Tc de 55K (SmFeAsO1-xFx) [16]
Recentemente um composto que contem CeNi08Bi2 passou a ser estudado como
componente na formaccedilatildeo de compostos do grupo de oxypnictides Estudos com espectroscopia
de tunelamento revelaram que o Bi3Ni eacute um supercondutor fortemente ligado [17]
A supercondutividade e o ferromagnetismo dois estados fundamentais da mateacuteria
condensada observam-se como sendo altamente competitivos em quase todos os materiais
Interaccedilotildees predominantemente ferromagneacuteticas destroem a supercondutividade por criarem
uma transiccedilatildeo de fase reentrante como observado nos compostos ErRh4B4 HoMo6S8 Soacute
muitos poucos compostos que foram identificados ateacute agora mostram uma coexistecircncia destes
estados fundamentais concorrentes Dentro desse escasso grupo encontra-se o Bi3Ni
nanoestruturado no qual comprovou-se a coexistecircncia de supercondutividade e
ferromagnetismo [1819]
As propriedades termodinacircmicas do composto Bi-Ni continuam sendo alvo de estudos
Recentemente diversos trabalhos sobre esse tema foram publicados [2021] Esses trabalhos
descrevem a construccedilatildeo de diagramas de fases do Bismuto com os elementos metaacutelicos Fe Cr
e Ni de onde constata-se que a mostra com Fe e Cr tecircm leve solubilidade no Bi Para
14
temperaturas menores que 920 degC a solubilidade de Fe e Cr em Bi(Liacutequido) eacute menor que 10-3 em
at Por sua vez o niacutequel dissolve-se prontamente em Bi(L) O niacutequel eacute o uacutenico componente de
accedilo inoxidaacutevel que faz compostos intermetaacutelicos com Bi [12]
Pesquisas apontam para outras propriedades e aplicaccedilotildees de ligas ternaacuterias contendo os
elementos Bi e Ni A liga BiInNi contendo diversas proporccedilotildees estequiomeacutetricas foi estudada
sob a oacutetica de um possiacutevel potencial desse material como semicondutor [21]
Outra aplicaccedilatildeo recente utilizando o composto de bismuto e niacutequel vem despertando o
interesse tecnoloacutegico Sabe-se que esforccedilos crescentes tecircm sido realizados na busca por soldas
livres de chumbo adequadas devido agrave influecircncia prejudicial do chumbo ao ambiente e a sauacutede
humana As ligas agrave base de Sn com diferentes aditivos como Ag Bi Cu In Sb e Zn satildeo
potenciais candidatos como soldas livres de chumbo As ligas Sn-Bi com baixo ponto de fusatildeo
satildeo desenvolvidas para soldar os componentes sensiacuteveis agrave elevadas temperaturas [22]
Na Figura 5 apresenta-se o diagrama de fases do sistema Bi-Ni [23] Verifica-se que a
temperatura de fusatildeo do composto Bi3Ni em funccedilatildeo da maior quantidade de bismuto eacute menor
que a do composto BiNi
Figura 5 Diagrama de Fases Bi-Ni [23]
15
22 Estruturas Cristalinas
A estrutura dos materiais soacutelidos eacute resultado da natureza de suas ligaccedilotildees quiacutemicas a
qual define a distribuiccedilatildeo espacial de seus aacutetomos iacuteons ou moleacuteculas Parte dos materiais
comumente aplicados na engenharia exibe um arranjo geomeacutetrico de seus aacutetomos bem definido
constituindo assim uma estrutura cristalina Os materiais cristalinos independentemente do tipo
de ligaccedilatildeo que possuem satildeo aqueles que apresentam estrutura atocircmica tridimensional perioacutedica
de longo alcance
A partir da definiccedilatildeo de estrutura cristalina como sendo um conjunto de posiccedilotildees
atocircmicas iocircnicas ou moleculares repetitivas pode-se descrever o cristal partindo-se de uma
estrutura baacutesica que se repete ao longo de toda estrutura Essa estrutura denominada ceacutelula
unitaacuteria pode ser definida como a menor porccedilatildeo do cristal que ainda conserva as propriedades
originais dele Para definir a ceacutelula unitaacuteria adota-se valores especiacuteficos que satildeo associados agraves
unidades de medidas dos eixos de referecircncia e aos acircngulos entre esses eixos definidos como
paracircmetros de rede
Define-se entatildeo os sistemas cristalinos que incluem todas as possiacuteveis geometrias de
divisatildeo do espaccedilo por superfiacutecies planas continuas Soacute existem 7 tipos de sistemas cristalinos
que preenchem totalmente o espaccedilo Entretanto os sistemas cristalinos satildeo apenas entidades
geomeacutetricas Quando ldquocoloca-serdquo aacutetomos dentro desses sistemas formam-se redes
cristalinas[24]
Em 1848 o francecircs August Bravais demonstrou ser possiacutevel geometricamente a
construccedilatildeo de 14 tipos de ceacutelulas unitaacuterias isto eacute todas as redes cristalinas possiacuteveis podem
ser geradas por 14 tipos de ceacutelulas Essas redes satildeo chamadas redes de Bravais
Na Figura 6 pode-se identificar os 7 tipos de sistemas cristalinos (cuacutebico tetragonal
ortorrocircmbico romboeacutedrico monocliacutenico hexagonal e tricliacutenico) e as configuraccedilotildees possiacuteveis
para esses sistemas formando as 14 redes de Bravais [24]
16
Figura 6 As 14 redes de Bravais [24]
Os cristais podem ser classificados segundo os grupos pontuais de operaccedilotildees de simetria
que une suas faces Os grupos pontuais ou classes cristalinas representam a simetria ou
combinaccedilotildees de simetria que levam a um padratildeo de repeticcedilatildeo distinto Toda e qualquer
moleacutecula pode ser classificada em um dos 32 grupos pontuais possiacuteveis
Os 32 grupos pontuais possiacuteveis satildeo formados pelos 10 elementos baacutesicos de simetria e
mais 22 combinaccedilotildees entre estes Apenas 22 combinaccedilotildees satildeo possiacuteveis pois muitas levam a
repeticcedilotildees de simetria e outras satildeo incompatiacuteveis com a simetria cristalina ou seja os elementos
de simetria natildeo podem ser combinados arbitrariamente [24]
17
Uma vez que as operaccedilotildees de simetria de cada um dos 32 grupos pontuais
cristalograacuteficos satildeo aplicadas as 14 redes de Bravais tem-se 230 grupos espaciais que
descrevem de maneira uniacutevoca todo o arranjo de objetos idecircnticos dispostos num reticulo
perioacutedico infinito
23 Siacutentese Mecacircnica
Do ponto de vista termodinacircmico um cristal perfeito (um soacutelido livre de defeitos
estruturais fora do equiliacutebrio) eacute o soacutelido que apresenta a menor energia livre de Gibbs e suas
propriedades fiacutesicas satildeo bem determinadas Poreacutem na natureza eacute difiacutecil encontrar cristais livres
de defeitos Esses somente satildeo sintetizados em laboratoacuterios sob condiccedilotildees extremamente
controladas Eacute conhecido que as propriedades fiacutesicas de cristais possuindo defeitos apresentam
desvios em relaccedilatildeo agraves medidas para os cristais perfeitos Esses desvios satildeo tatildeo maiores quanto
maior for a concentraccedilatildeo de defeitos Uma variaccedilatildeo tambeacutem eacute verificada na energia livre de
Gibbs pois sabe-se que centros de defeitos armazenam energia em soacutelidos [2]
A siacutentese mecacircnica (SM) eacute uma teacutecnica de moagem de um mono poacute ou de uma mistura
de dois ou mais poacutes de um composto Eacute comum encontrar na literatura outro termo utilizado
para designar o tratamento de partiacuteculas em poacute no moinho de alta energia Normalmente
associa-se o termo siacutentese mecacircnica ou Mechanical Alloying (MA) ao processo no qual a
mistura de poacutes eacute moiacuteda em conjunto onde a transferecircncia de material que estaacute envolvida tem o
objetivo de se obter uma liga homogecircnea Por outro lado a moagem de poacutes tais como metais
puros onde a transferecircncia de material natildeo eacute necessaacuteria para a homogeneizaccedilatildeo denomina-se
simplesmente moagem mecacircnica ou Mechanical Milling (MM) [9]
De maneira praacutetica pode-se descrever o processo de siacutentese mecacircnica como a
colocaccedilatildeo da amostra no recipiente especiacutefico (normalmente chamado de jarro de moagem)
juntamente com esferas (preferencialmente do mesmo material que o recipiente) a realizaccedilatildeo
da selagem do recipiente para alguns materiais com o intuito de evitar a oxidaccedilatildeo ou ateacute
mesmo contaminaccedilatildeo realiza-se esse procedimento em um ambiente fechado (glove box) com
um gaacutes inerte e finalizando o processo tem-se a fixaccedilatildeo do recipiente no moinho e o iniacutecio do
processo de moagem [9]
18
Pode-se dividir fisicamente o processo de siacutentese mecacircnica de materiais em 4 estaacutegios
bem distintos [25]
I - Estaacutegio inicial as partiacuteculas satildeo deformadas plasticamente assumindo uma forma achatada
A ductilidade do material e energia fornecida no processo de moagem refletem diretamente na
intensidade dessa alteraccedilatildeo O acreacutescimo da aacuterea de superfiacutecie aumenta progressivamente a
probabilidade de soldagem a frio dessas partiacuteculas gerando um aumento do tamanho meacutedio da
partiacutecula
II ndash Segundo Estaacutegio as partiacuteculas satildeo soldadas a frio e requebradas favorecendo a formaccedilatildeo
de um poacute muito fino Eacute neste estaacutegio que ocorre tambeacutem a formaccedilatildeo de partiacuteculas compostas
denominadas de agregados Com o acuacutemulo de deformaccedilatildeo plaacutestica haacute um aumento do
encruamento e da resistecircncia mecacircnica das partiacuteculas Essa situaccedilatildeo aumenta a probabilidade
de fratura das partiacuteculas ou agregados
III ndash Terceiro Estaacutegio nesta fase um certo ldquoequiliacutebriordquo entre os processos de fratura e de
soldagem a frio eacute alcanccedilado Observa-se tambeacutem que as partiacuteculas alcanccedilam um tamanho fixo
Entretanto a energia livre de Gibbs continua a aumentar ateacute alcanccedilar uma saturaccedilatildeo
IV ndash Quarto Estagio eacute caracterizado pelo refinamento da microestrutura desses agregados
Na Figura 7 estatildeo ilustrados os quatro estaacutegios do processo de Siacutentese Mecacircnica
Figura 7 Representaccedilatildeo das fases presentes no processo de SM [25]
19
Eacute bem conhecido que a natureza procura estados fiacutesicos com a menor variaccedilatildeo da
energia livre de Gibbs Assim as substacircncias sob moagem mecacircnica podem ser transformadas
em novas substacircncias ou mudarem de fases cristalograacuteficas visando alcanccedilar esses estados de
menor energia Sabe-se que tais mudanccedilas envolvem determinados mecanismos fiacutesicos como
por exemplo difusatildeo atocircmica atraveacutes de contornos de gratildeos Os mecanismos fiacutesicos envolvidos
no processo SM ainda natildeo satildeo completamente entendidos [9]
Do ponto de vista estrutural cada poacute constituindo a mistura pode ser visto como sendo
formado por duas componentes uma cristalina que eacute sua estrutura cristalograacutefica original e
outra formada pelos centros de defeitos que eacute chamada de componente interfacial Em geral
nos materiais nanoestruturados a componente interfacial ou contornos de gratildeo podem
corresponder a ateacute 50 do volume do material [10]
A Figura 8 ilustra esquematicamente os cristalitos formado por ciacuterculos pretos e o
contorno de gratildeo por ciacuterculos brancos
Figura 8 Modelo de um material nanomeacutetrico Os ciacuterculos pretos e brancos representam
respectivamente a componente cristalina e a interfacial [10]
Embora a sistemaacutetica de preparaccedilatildeo e execuccedilatildeo da SM pareccedila ser simples o processo
possui diversas variaacuteveis que satildeo determinantes na qualidade e nas caracteriacutesticas do produto
final
A dimensatildeo das esferas utilizadas no processo interfere na eficiecircncia de moagem
Esferas grandes otimizam o processo desde que associadas a uma velocidade que permita a
20
transferecircncia da energia de impacto as partiacuteculas do poacute Aleacutem da dimensatildeo a massa das esferas
tambeacutem influencia no resultado final
A BPR (ball-to-powder weight ratio) ou razatildeo entre a massa das esferas e a massa do
poacute possui um efeito significante no tempo necessaacuterio para alcanccedilar uma fase particular na
amostra que estaacute sendo moiacuteda A BPR eacute inversamente proporcional ao tempo exigido na
moagem os valores de BPR podem variar de 11 ateacute valores de 220 1 Contudo BPR muito
grande pode gerar reaccedilotildees indesejaacuteveis como aumento na geraccedilatildeo de calor o que afetaria a
constituiccedilatildeo do poacute [2627]
A velocidade de rotaccedilatildeo do moinho estaacute diretamente associada agrave energia aplicada
atraveacutes de colisotildees das esferas com a amostra assim como na temperatura de processo da SM
Cada moinho possui uma velocidade criacutetica que define a otimizaccedilatildeo do desempenho do
processo Dessa forma deve-se analisar o quanto pode ser vantajoso ou prejudicial uma
temperatura elevada durante o processo da SM
Em alguns casos onde a difusatildeo eacute exigida para promover a homogeneizaccedilatildeo eou fusatildeo
do poacute pode ser vantajosa a elevaccedilatildeo da temperatura Poreacutem em outros casos o aumento da
temperatura pode acelerar o processo de transformaccedilatildeo e resultar na decomposiccedilatildeo de soluccedilotildees
soacutelidas supersaturadas ou outras fases metaestaacuteveis formadas durante a moagem tornando-se
uma desvantagem [26 27]
O paracircmetro mais importante para otimizaccedilatildeo do processo de siacutentese mecacircnica eacute a
determinaccedilatildeo do tempo de execuccedilatildeo Normalmente o tempo de moagem eacute escolhido com o
propoacutesito de conseguir um estado intermediaacuterio entre os estados de fratura e a fusatildeo a frio das
partiacuteculas do poacute A determinaccedilatildeo do tempo seraacute feita com base em vaacuterios paracircmetros como os
anteriormente mencionados Por isso eacute importante considerar que o niacutevel de contaminaccedilatildeo
pode aumentar e algumas fases indesejaacuteveis podem ser formadas quando o poacute eacute moiacutedo por
tempos maiores que o necessaacuterio [27]
A descriccedilatildeo das variaacuteveis adotadas durante o processo de SM eacute fundamental para
garantir a reprodutibilidade bem como para o estudo das influencias que cada paracircmetro pode
exercer sobre as caracteriacutesticas da amostra apoacutes o termino do processo [282930]
Assim apresenta-se na tabela 1 os principais paracircmetros relacionados a
reprodutibilidade do processo de siacutentese mecacircnica
21
Tabela 1 Principais variaacuteveis envolvidas no processo de siacutentese mecacircnica
24 Difraccedilatildeo de Raios X
A difraccedilatildeo de Raios X (DRX) eacute uma teacutecnica poderosa utilizada principalmente quando
se deseja realizar a caracterizaccedilatildeo estrutural de materiais Entretanto sua aplicaccedilatildeo eacute bem mais
ampla e versaacutetil sendo utilizada tambeacutem em aacutereas como a fiacutesica quiacutemica geologia
biotecnologia
Os raios X possuem energia suficiente para penetrarem nos soacutelidos e dessa forma se
mostram apropriados para investigarem estruturas internas Pode-se gerar raios X em
laboratoacuterio tanto pela desaceleraccedilatildeo dos eleacutetrons num alvo metaacutelico quanto pela excitaccedilatildeo dos
eleacutetrons dos aacutetomos alvo O primeiro processo fornece um espectro continuo e largo o segundo
fornece linhas acentuadas no espectro O meacutetodo normalmente utilizado nos equipamentos de
laboratoacuterio consiste em gerar os raios X fazendo com que um eleacutetron de alta energia gerado no
caacutetodo do tubo catoacutedico colida com um alvo metaacutelico acircnodo [31]
O feixe de raios X possui comprimento de onda (λ) caracteriacutestico que varia de acordo
com o material do acircnodo Para aplicaccedilotildees em cristalografia os comprimentos de onda mais
utilizados variam de 05 a 25 Ǻ Tal fato se justifica em virtude da proximidade desses valores
as menores distancias interatocircmicas observadas em materiais orgacircnicos e inorgacircnicos
PARAcircMETROS ENVOLVIDOS NO PROCESSO
1 Tipo de moinho usado
2 Tipo e material dos recipientes de moagem
3 Velocidade de moagem
4 Tempo de moagem
5 A BPR
6 Atmosfera de moagem
7 Agentes de controle de processo
8 Temperatura de moagem
22
O processo fiacutesico de espalhamento de difraccedilatildeo de raios X eacute o espalhamento elaacutestico dos
foacutetons pelos aacutetomos do material analisado que estatildeo dispostos na rede cristalina O
espalhamento ocorre quando o feixe de raios X atinge as nuvens eletrocircnicas que formam os
planos de um soacutelido cristalino em um determinado acircngulo onde uma porccedilatildeo da radiaccedilatildeo eacute
espalhada pela camada de aacutetomos superficiais e a outra parte do feixe natildeo espalhada penetra
na segunda camada de aacutetomos onde outra fraccedilatildeo eacute espalhada e o restante passa para terceira
camada e assim sucessivamente [3132] Pode-se observar uma representaccedilatildeo desse fenocircmeno
na Figura 9
Figura 9 Representaccedilatildeo geomeacutetrica da Lei de Bragg [28]
A teoria baacutesica que define o estudo de materiais cristalinos por difraccedilatildeo de raios X
baseia-se no princiacutepio de que as distribuiccedilotildees espaciais dos eleacutetrons no material definem
diferentes planos atocircmicos portanto esses planos atocircmicos espalham os raios X ndash vistos como
ondas ndash causando interferecircncia construtiva e destrutiva que se manifestam no padratildeo de raios
X como maacuteximos e miacutenimos respectivamente [33]
A ocorrecircncia de maacuteximos e miacutenimos pode ser explicada utilizando-se a Lei de Bragg
Utilizando o auxiacutelio geomeacutetrico da Figura 9 pode-se verificar que o caminho oacutetico percorrido
pelos raios X incidentes no primeiro plano do material eacute diferente do caminho percorrido pelos
feixes refratados no segundo plano A diferenccedila de caminho (δ) pode ser descrita como
δ = 2dhkl119904119890119899120579 (1)
Essa diferenccedila de percurso gera uma diferenccedila de fase (∆120593) entre as ondas refletidas que pode
ser expressa por
23
∆120593 = 2120587 δλfrasl (2)
onde λ eacute o comprimento de onda do feixe de raios X incidente Para um cristal perfeito e infinito
haveraacute interferecircncia construtiva somente quando δ = nλ onde n eacute um nuacutemero inteiro
Dessa forma a condiccedilatildeo para ocorrecircncia de interferecircncia construtiva pode ser expressa como
2119889ℎ119896119897119904119890119899120579 = 119899 λ (3)
Essa relaccedilatildeo eacute conhecia como a Lei de Bragg
Desse modo se o cristal for rotacionado cada conjunto de planos iraacute difratar a radiaccedilatildeo
quando o valor de 2dsenθ satisfizer a equaccedilatildeo Assim os dados de difraccedilatildeo satildeo coletados para
o cristal como um todo O arranjo de feixes difratados considerados em conjunto eacute
denominado padratildeo de difraccedilatildeo de cristal Se o material analisado estiver na forma de um poacute
de pequenos cristalitos aleatoriamente arranjados cada cristalito iraacute produzir seu proacuteprio padratildeo
de difraccedilatildeo [34]
Um ponto importante a ser considerado eacute que a intensidade determinada
experimentalmente definida como a intensidade total de cada difraccedilatildeo e que corresponde as
aacutereas delimitadas pelas respectivas curvas eacute maior que a prevista pela Lei de Bragg Tal
diferenccedila entre o padratildeo real e o previsto por Bragg reside no fato de o cristal natildeo ser perfeito
e nem infinito aleacutem dos feixes de raios X natildeo serem totalmente monocromaacuteticos e a radiaccedilatildeo
incidente natildeo corresponder a feixes perfeitamente paralelos Por tudo isso ao se observar um
padratildeo de raios X verifica-se que os picos possuem a forma de uma funccedilatildeo Gaussiana e natildeo a
de uma funccedilatildeo delta como previsto pela lei de Bragg Assim para valores ligeiramente
diferentes dos acircngulos de Bragg ocorreraacute tambeacutem difraccedilatildeo [35]
Se o material analisado for um liacutequido ou um soacutelido natildeo cristalino (amorfo) o padratildeo
obtido se caracteriza por uma quase completa ausecircncia de periodicidade uma certa ordem
apenas a pequenas distacircncias (de curto alcance) e uma preferecircncia estatiacutestica para uma distacircncia
interatocircmica particular Como consequecircncia os padrotildees tendem a possuir apenas um ou dois
picos alargados
Na Figura 10 ilustra-se as diferenccedilas tiacutepicas observadas nos padrotildees de difraccedilatildeo para
amostras de um cristal perfeito (A) um cristal real (B) e um liquido ou material amorfo (C)
24
Figura 10 Padratildeo de difraccedilatildeo para Cristal perfeito cristal real e liquido ou amorfo respectivamente
O estudo da direccedilatildeo e da intensidade do feixe difratado eacute importante pois permite obter
conclusotildees sobre o fator de estrutura de materiais cristalinos e de materiais amorfos As
intensidades relativas da difraccedilatildeo de estruturas cristalinas dependem do conteuacutedo da ceacutelula
unitaacuteria quanto ao nuacutemeros de eleacutetrons nos aacutetomos posiccedilotildees atocircmicas e da distribuiccedilatildeo
eletrocircnica nos aacutetomos Tem-se entatildeo o fator de estrutura que estaacute diretamente relacionado com
a intensidade das ondas espalhadas no fenocircmeno de difraccedilatildeo em materiais
241 Difratocircmetro
O difratocircmetro eacute constituiacutedo basicamente por um tubo de raios X um porta amostra
onde se incide a radiaccedilatildeo e um detector moacutevel Nos equipamentos modernos a geometria de
Bragg-Brentano se manteacutem com a diferenccedila de que a amostra permanece na posiccedilatildeo horizontal
podendo se movimentar apenas quando se utiliza um sistema de rotaccedilatildeo horizontal sobre o eixo
da amostra Nessa geometria um feixe de radiaccedilatildeo monocromaacutetica incide na amostra em forma
de poacute rotacionada de um acircngulo θ enquanto os dados satildeo coletados por um detector que se
move de 2θ [3637]
Uma representaccedilatildeo esquemaacutetica do funcionamento de um difratocircmetro pode ser vista
na Figura 11 Neste esquema verifica-se que o feixe de Raios X gerado pela fonte (A) sai do
tubo passando pela janela de beriacutelio em forma de uma linha O mesmo passa pela fenda soller
de placas paralelas passando em seguida pela fenda divergente e pela maacutescara que controlam
25
a aacuterea dos Raios X que incidem sobre a amostra (B) O feixe difratado passa pelas fendas anti-
espalhamento de recebimento e soller incidindo no detector (C) apoacutes passar por um
monocromador [353637]
Figura 11 Representaccedilatildeo esquemaacutetica de um Difratocircmetro [35]
As fendas soller tecircm como funccedilatildeo diminuir a divergecircncia axial de um feixe de raios X
A fenda divergente eacute utilizada para limitar a divergecircncia lateral do feixe de raios X de modo
que a superfiacutecie da amostra receba o maacuteximo possiacutevel da radiaccedilatildeo e ao mesmo tempo a
irradiaccedilatildeo do porta amostra seja evitada A maacutescara tem a funccedilatildeo de limitar a aacuterea linear
iluminada sobre a amostra [3839]
O feixe difratado eacute normalmente expresso atraveacutes de picos que se destacam do
background (ou linha de base) registrados num difratograma de intensidade versus o acircngulo
2θ As intensidades obtidas em acircngulos 2θ representadas atraveacutes dos picos nos difratogramas
correspondem agrave difraccedilatildeo do feixe incidente por um determinado conjunto de planos do cristal
que possuem mesma distacircncia interplanar cada qual com iacutendices de Miller hkl (reflexotildees hkl)
A intensidade a posiccedilatildeo angular (2θ) ou distacircncia interplanar (d) e o perfil satildeo as informaccedilotildees
obtidas de cada pico Cada composto cristalino apresenta um padratildeo difratomeacutetrico
caracteriacutestico permitindo sua identificaccedilatildeo atraveacutes das posiccedilotildees angulares e intensidades
relativas dos picos difratados [3639]
Na tabela 2 apresentam-se alguns fatores instrumentais e seus efeitos sobre as posiccedilotildees
forma e larguras dos picos de difraccedilatildeo [414243]
26
Tabela 2 Relaccedilatildeo entre os fatores instrumentais e os efeitos sobre os picos de DRX
25 Meacutetodo de Rietveld
O fiacutesico holandecircs Hugo M Rietveld desenvolveu em 1969 um meacutetodo para refinar
estruturas cristalinas a partir de modelos teoacutericos e de padrotildees de raios X (DRX) ou de necircutrons
[44 45]
O modelo matemaacutetico utilizado no Meacutetodo de Rietveld (MR) refina os perfis teoacutericos
dos picos de difraccedilatildeo de forma que estes perfis se aproximem dos perfis medidos O refinamento
possibilita determinar as propriedades cristalograacuteficas do material analisado como por
exemplo orientaccedilotildees preferenciais (textura) em alguns casos o tamanho meacutedio e a
microdeformaccedilatildeo de cristalitos e as dimensotildees da cela unitaacuteria [44]
Para executar o refinamento de estruturas o MR faz comparaccedilotildees do perfil real de uma
amostra (o observado ou experimental) com espectros teoacutericos calculados a partir de misturas
hipoteacuteticas de fases (o calculado) Compara-se pontualmente os valores obtidos atraveacutes da
diferenccedila entre as intensidades
Os valores satildeo ajustados utilizando-se o meacutetodo dos miacutenimos quadrados ateacute se
conseguir a melhor concordacircncia possiacutevel do padratildeo experimental com o calculado [46]
A diferenccedila entre as intensidades isto eacute a quantidade minimizada no refinamento eacute dada
pela seguinte expressatildeo
Sy = sum 120596119894(119910119894 minus 119910119888119894)2
119894 (4)
FATOR INSTRUMENTAL EFEITO SOBRE O PICO
Alinhamento e colimaccedilatildeo do feixe Afeta na largura e simetria dos picos
Excentricidade da amostra Influecircncia a largura e posiccedilatildeo dos picos
Planaridade da superfiacutecie da
amostra Produz assimetria dos picos em baixos acircngulos
Absorccedilatildeotransparecircncia da amostra Causa deslocamento dos picos alargamento e assimetria
principalmente em amostras com coeficientes de absorccedilatildeo
Tamanho das partiacuteculas e micro
deformaccedilatildeo da rede Causa variaccedilatildeo na largura e forma dos picos
27
Onde 120596119894 representa a intensidade observada no i-eacutesimo ponto (sendo expresso por 120596119894 =
1 119910119894frasl ) e 119910119894 representa a intensidade observada e 119910119888119894 a intensidade calculada [46]
As medidas precisas de intensidades dadas em intervalos de 2θ o incremento de 2θ
constante um modelo inicial proacuteximo a estrutura real da amostra satildeo alguns requisitos que
devem ser analisados antes de se iniciar o refinamento
Deve-se ficar claro que o MR natildeo se trata de um software os programas satildeo utilizados
para realizar os caacutelculos matemaacuteticos requeridos pelo meacutetodo Existem diversos programas
computacionais que usam o MR dentre eles o pacote de programas GSAS (General Structure
Analysis System) [47] e o EXPGUI [48]
Para se descrever o formato dos picos de DRX de materiais nanoestruturados
recomenda-se utilizar a funccedilatildeo perfil pseudo-Voigt de Thompson-Cox-Hasting modificada
(funccedilatildeo de perfil CW 4 no pacote GSAS [47]) que considera o modelo anisotroacutepico de Stephens
e efeitos de textura [4950]
Nesta funccedilatildeo de perfil a largura a meia altura (FWHM) das partes gaussiana (ΓG) e
Lorentziana (ΓL) eacute expressa da seguinte forma
Γ119866 = [(119880 + (1 minus 120578)2119889ℎ1198961198974 Γ119878
2(ℎ119896119897))1199051198861198992120579 + 119881119905119886119899120579 + 119882 +119875
1198881199001199042120579]
12
(5)
e
Γ119871 = 120578119889ℎ1198961198972 Γ119878(ℎ119896119897) 119905119886119899120579 +
119883+119883119890119888119900119904120601
119888119900119904120579 (6)
Onde dhkl eacute a distacircncia entre os planos da rede e θ eacute o acircngulo de Bragg Na parte gaussiana os
paracircmetros V e W dependem dos instrumentos Os paracircmetros P e o termo X + Xecosφ
descrevem respectivamente as contribuiccedilotildees Gaussianas e Lorentzianas para o tamanho de
cristalito Os paracircmetros P e X correspondem ao tamanho de cristalito isotroacutepico enquanto Xe
expressa efeitos de tamanho de cristalito anisotroacutepicos φ eacute o acircngulo entre o vector de reflexatildeo
e o seu respectivo eixo de ampliaccedilatildeo
O paracircmetro de tensatildeo isotroacutepica U e o paracircmetro de tensatildeo anisotroacutepica ΓS (hkl)
expressam o alargamento de pico causado por deformaccedilotildees na rede cristalina ΓS (hkl) eacute uma
28
funccedilatildeo do alargamento (hkl) e depende da simetria de cristal [4950] O paracircmetro η eacute um
coeficiente de mistura que determina as contribuiccedilotildees do alargamento gaussiano (η = 0) e
Lorentziano (η = 1)
O tamanho de cristalito aparente pode ser determinado pela formula de Scherrer
Considerando o refinamento de todos esses paracircmetros para ajustar as larguras de linha e
assumindo que a contribuiccedilatildeo da distribuiccedilatildeo de tamanho de cristalitos eacute anisotroacutepica isto eacute
fazendo P = 0 na equaccedilatildeo 5 pode-se calcular o tamanho de cristalito (lang119889rang) pela seguinte foacutermula
[52]
lang119889rang =(18000119870120582)
119871119909120587 (7)
Considerando tambeacutem que as microtensotildees satildeo isotroacutepicas e fazendo ΓS (hkl) =0 na
equaccedilatildeo 6 pode-se calcular seu percentual pela foacutermula contida no Manual do GSAS [52]
assim a microdeformaccedilatildeo (ε) pode ser expressa por
120576 =120587
18000radic(81198971198992)(119866119880 minus 119866119880119900)100 (8)
Onde GUo eacute o valor previamente obtido do material padratildeo utilizado na calibraccedilatildeo do
equipamento Os valores obtidos para a amostra padratildeo satildeo considerados como iniciais para
paracircmetros ajustaacuteveis e mantidos fixos para os demais durante o ajuste de difratogramas de
amostras em estudo [53]
Durante o refinamento pelo meacutetodo de Rietveld um conjunto de paracircmetros varaacuteveis eacute
calculado e refinado em relaccedilatildeo aos dados digitalizados do difratograma abaixo apresenta-se
um breve detalhamento desses paracircmetros [414243]
29
1- Fator de escala corresponde agrave correccedilatildeo de proporcionalidade entre o padratildeo
difratomeacutetrico calculado e o observado
2- Linha de base (background) eacute corrigida a partir de dados coletados no proacuteprio
difratograma e da interpolaccedilatildeo entre estes pontos Eacute importante conhecer o
comportamento da linha de base jaacute que esta fornece informaccedilotildees a respeito da presenccedila
de fases amorfas na amostra e pode ser incluiacuteda em uma rotina de quantificaccedilatildeo das
fases envolvidas
3- Perfil de pico conjunto de funccedilotildees analiacuteticas em que se modelam efeitos relacionados
ao perfil Algumas equaccedilotildees analiacuteticas satildeo propostas para corrigir estes efeitos como
as equaccedilotildees Gaussiana Lorentziana e de assimetria
4- Paracircmetros da ceacutelula Podem ser corrigidos pela Lei de Bragg (nλ=2dsenθ) onde o
espaccedilamento d estaacute relacionado aos iacutendices de Miller e portanto aos paracircmetros de
ceacutelula (a b c α β γ) A indexaccedilatildeo dos picos eacute feita levando-se em conta os paracircmetros
da ceacutelula e a intensidade calculada o que mostra certa vantagem em relaccedilatildeo a teacutecnicas
convencionais pois todos os paracircmetros que influenciam na discrepacircncia dos valores
de d satildeo refinados conjuntamente com os das intensidades
5- Fator de estrutura os paracircmetros variaacuteveis deste fator satildeo posiccedilotildees atocircmicas fatores
de temperatura isotroacutepicos ou anisotroacutepicos e o nuacutemero de ocupaccedilatildeo
6- Deslocamento paracircmetros de correccedilatildeo dos deslocamentos devido agrave fuga do ponto focal
da oacuteptica do difratocircmetro
7- Orientaccedilatildeo preferencial correccedilatildeo de problemas gerados na preparaccedilatildeo de amostra
Trabalhos da literatura mostram que a reduccedilatildeo computacional da orientaccedilatildeo preferencial
tem eficiecircncia limitada daiacute a preocupaccedilatildeo em controlar este efeito durante a preparaccedilatildeo
da amostra
30
251 Iacutendices de avaliaccedilatildeo da qualidade do refinamento
A qualidade do refinamento deve ser verificada atraveacutes de indicadores estatiacutesticos
numeacutericos que satildeo utilizados durante o processo iterativo (caacutelculos) e apoacutes o teacutermino deste
para aferir se o refinamento estaacute se procedendo de modo satisfatoacuterio [46]
Os refinamentos realizados no software GSAS [47] devem ser acompanhados no que
diz respeito a convergecircncia ao miacutenimo global por iacutendices de confiabilidade para julgar a
qualidade dos mesmos dentre eles o Rwp (R ponderado) e o 1205362 chamado de ldquogoodnees of fit
os quais estatildeo relacionados com o perfil do difratograma [46]
O Rwp eacute expresso por
119877119908119901 = ( radicsum 120596119894(119910119894minus 119910119888119894)2
119894
sum 120596119894(119910119894)2119894
) 119909 100 (9)
O denominador do Rwp eacute a funccedilatildeo de minimizaccedilatildeo (equaccedilatildeo 4) Esse eacute o iacutendice que deve
ser analisado para verificar se o refinamento estaacute convergindo Se o valor de Rwp estaacute
diminuindo entatildeo o refinamento estaacute sendo bem-sucedido Bons refinamentos fornecem
valores de Rwp da ordem de 2 a 10 tipicamente se encontram entre 10 e 20 [46]
O Rexp eacute o valor estatisticamente esperado sendo expresso conforme [54]
119877119890119909119901 = [(119873minus119875)
sum 119908119894(119910119894(119900119887119904))sup2]
12frasl
(10)
Por sua vez o 1205362 eacute definido como
1205942 = 119877119908119901
119877119890119909119901 (11)
Trata-se de um iacutendice frequentemente utilizado estando relacionado agrave qualidade do
ajuste entre o difratograma calculado e o observado Espera-se que seu valor seja equivalente a
10 em um refinamento perfeito sendo que na praacutetica valores em torno de 50 caracterizam
refinamentos otimizados [43] O Rexp utilizado para se determinar o valor de 1205362 eacute o valor
estatisticamente esperado para o Rwp
31
252 GSAS-EXPGUI
O diagrama de blocos da Figura 12 descreve os procedimentos a serem seguidos para se
iniciar um refinamento no software EXPGUI [48]
Figura 12 Diagrama de blocos com ordem dos procedimentos para iniacutecio do refinamento no EXPGUI
Iniciar o programa
Adicionar as fases
Inserir o Difratograma Experimental
Inserir o arquivo PRM
Escolha da funccedilatildeo de background
powpref
genles
Abertura do programa com criaccedilatildeo de um novo arquivo referente ao
refinamento que seraacute iniciado
A adiccedilatildeo das fases presentes na amostra normalmente utiliza-se arquivos
com as informaccedilotildees cristalograacuteficas com a extensatildeo cif
Insere-se o arquivo contendo o difratograma experimental (com a extensatildeo
gsas)
Inserir o PRM O arquivo PRM conteacutem informaccedilotildees instrumentais do
difratocircmetro utilizado como por exemplo o nome do difratocircmetro o
comprimento de onda da radiaccedilatildeo utilizada a polarizaccedilatildeo e os paracircmetros de
perfil relacionados ao alargamento instrumental
O passo seguinte eacute a escolha da funccedilatildeo de background e o nuacutemero de termos
que se iraacute utilizar O programa dispotildee de 8 tipos de funccedilotildees background Na
sequecircncia deve-se escolher a funccedilatildeo de perfil que iraacute modelar os picos de
difraccedilatildeo O GSAS possui cinco funccedilotildees Nesse trabalho utilizou-se a funccedilatildeo
nuacutemero 4
Preparar e carregar os dados
Prepara para rodar os ciclos de refinamento
32
Concluiacutedo os processos descritos na Figura 12 inicia-se o refinamento dos paracircmetros
vale ressaltar que a utilizaccedilatildeo da funccedilatildeo perfil pseudo-Voigt de Thompson-Cox-Hasting
modificada embora seja mais interessante para refinamentos de estruturas ela pode apresentar
alguma complicaccedilatildeo devido agrave grande quantidade de paracircmetros altamente correlacionados (GU
GV GW GP LX) que tornam a convergecircncia um desafio agrave paciecircncia
Entretanto a sua aplicaccedilatildeo pode ser significativamente simplificada se um refinamento
preacutevio de uma amostra padratildeo for realizado e os paracircmetros instrumentais obtidos forem
usados como paracircmetros iniciais para o refinamento do material desejado [46]
Na Figura 13 apresenta-se um print da interface do EXPGUI Durante os procedimentos
de refinamento
Figura 13 Interface do EXPGUI para refinamento dos paracircmetros
Para refinamento dos paracircmetros o conhecimento da correlaccedilatildeo de cada fator torna mais
faacutecil o sucesso e a qualidade final do refinamento Escolhendo-se a funccedilatildeo de perfil 4 tem-se as
seguintes correlaccedilotildees mostradas na tabela 3
33
Tabela 3 Correlaccedilotildees e definiccedilotildees para as variaacuteveis envolvidas no refinamento pelo MR no EXPGUI
PARAcircMETRO CORRELACcedilAtildeO NO MODELO REFINADO
GV e GW Definem a largura da gaussiana relacionada ao alargamento instrumental
GU Define a largura da gaussiana relacionada agrave micro deformaccedilatildeo da rede
GP Define a largura da gaussiana relacionada ao tamanho de cristalito
LX Define a largura da lorentziana relacionada ao tamanho de cristalito
PTEC Avalia a anisotropia do tamanho de cristalito relacionada ao alargamento de
Lorentz
SHKL Define a micro deformaccedilatildeo da rede relacionada ao alargamento de Lorentz Seu
nuacutemero de termos depende da simetria de Laue
TRNS Descreve a profundidade de penetraccedilatildeo dos raios X em uma amostra
SHFT Determina o deslocamento em 2θ devido agrave posiccedilatildeo da amostra no porta amostra
SFEC Avalia a anisotropia quando haacute falhas de empilhamento da rede
ETA Eacute o termo de mistura entre as contribuiccedilotildees de Gauss e de Lorentz
SL e HL Satildeo termos de assimetria relacionados agrave divergecircncia axial
25 Calorimetria Diferencial de Varredura
A calorimetria diferencial de varredura (Differential Scanning Calorimetry- DSC) eacute um
meacutetodo de medida bem estabelecido e usado numa ampla escala em diferentes aacutereas de
pesquisa Com as medidas de DSC eacute possiacutevel investigar a evoluccedilatildeo teacutermica dos materiais e
tambeacutem avaliar grandezas como pureza capacidade teacutermica calor de transiccedilatildeo transiccedilotildees
viacutetreas relaxaccedilatildeo teacutermica [2]
O sistema DSC consiste na detecccedilatildeo de um sinal eleacutetrico gerado pela diferenccedila de
temperatura entre o material de referecircncia cujo comportamento com a temperatura eacute conhecido
e o material que estaacute sendo investigado (amostra) O DSC eacute um meacutetodo calorimeacutetrico no qual
satildeo medidas diferenccedilas de energia A Figura 14 ilustra a configuraccedilatildeo de um DSC
34
Figura 14 Ilustraccedilatildeo da configuraccedilatildeo de um DSC
As curvas construiacutedas com os dados DSC permitem identificar substacircncias construir
diagramas de fase aleacutem de determinar a fraccedilatildeo de cristalinidade dos materiais A amostra natildeo
inerte pode sofrer periodicamente fenocircmenos de absorccedilatildeo ou geraccedilatildeo de calor em funccedilatildeo do
tempo temperatura e posiccedilatildeo do meio Entre os processos de absorccedilatildeo de calor (endoteacutermicos)
pode-se destacar a fusatildeo a sublimaccedilatildeo a adsorccedilatildeo e entre os processos de geraccedilatildeo de calor
(exoteacutermicos) destacam-se a cristalizaccedilatildeo e a desorccedilatildeo
De acordo com o fenocircmeno ocorrido com a amostra no interior do equipamento a curva
gerada poderaacute apresentar picos endoteacutermicos ou exoteacutermicos a associaccedilatildeo dos dados com um
diagrama de fases um DRX ou outra teacutecnica poderaacute ser necessaacuterio para se extrair informaccedilotildees
consistentes A Figura 15 ilustra as possiacuteveis configuraccedilotildees encontradas em uma curva tiacutepica
de DSC
Figura 15 Representaccedilatildeo graacutefica dos padrotildees geneacutericos de picos apresentados no DSC
35
Dentre os possiacuteveis fenocircmenos apresentados por uma amostra em um DSC pode-se
obter picos exoteacutermicos ou endoteacutermicos Pode-se calcular a energia de ativaccedilatildeo (Ea) necessaacuteria
para promover a cristalizaccedilatildeo ou a nucleaccedilatildeo de uma fase Para tanto eacute necessaacuterio conhecer
valores de temperaturas de pico de cristalizaccedilatildeo (Tc) medidas para diferentes taxas de
aquecimento constantes (τ) e aplicar esses valores na equaccedilatildeo de Kissinger mostrada abaixo
[2]
119897119899 (τ
1198791198882) = minus
119864119886
119877119879119888+ 119888 (12)
onde R = 831 Jmol K eacute a constante molar dos gases e c eacute uma constante arbitraria
36
3 PROCEDIMENTOS EXPERIMENTAIS
31 Produccedilatildeo da Amostra
Para produccedilatildeo da amostra de Bi3Ni utilizou-se a formula AxBy onde x + y =100 e as
relaccedilotildees abaixo descritas as quais permitem encontrar os valores em fraccedilatildeo da massa de cada
componente
119872119879119900119905119886119897 = (119909
119909+119910) 119872119860 + (
119910
119909+119910) 119872119861
119876119860 = (119909
119909+119910)
119872119860
119872119879119874119879119860119871 e (13)
119876119861 = (119910
119909 + 119910)
119872119861
119872119879119874119879119860119871
onde MTotal = massa total a ser pesada MA = massa do elemento A (constante na Tabela
Perioacutedica) MB = massa do elemento B (constante na Tabela Perioacutedica) QA = fraccedilatildeo da massa
do elemento A a ser pesada e QB = fraccedilatildeo da massa do elemento B a ser pesada
Considerando-se as relaccedilotildees acima a amostra composta pelos elementos quiacutemicos
Niacutequel (Ni) e Bismuto (Bi) foi produzida com a massa total de 3 gramas sendo 026 gramas
de Ni (Alfa Aesar com 9995 de pureza e com tamanho de partiacutecula de minus100 mesh) e 274
gramas de Bi (Alfa Aesar com 9995 de pureza e com tamanho de partiacutecula de minus100 mesh)
Para pesagem foi utilizada a balanccedila eletrocircnica de alta precisatildeo (001mg) SHIMADZU modelo
(AUW220D)
32 Siacutentese Mecacircnica
Apoacutes a preparaccedilatildeo da amostra iniciou-se a fase da moagem mecacircnica Para tal utilizou-
se o moinho High Energy Ball Mill Emax da Retsch pertencente ao Laboratoacuterio de Siacutentese e
Caracterizaccedilatildeo de Nanomateriais (LSCN) do IFAM O moinho Emax combina vantagens de
diversos tipos de moinho tais como impacto de alta frequecircncia (moinho oscilante) atrito
37
intenso (moinho oscilante de discos) e movimentos rotativos controlados do vaso de moagem
(moinho de bolas planetaacuterio) o que proporciona um oacutetimo desempenho [55]
Na Figura 16 satildeo mostradas as imagens do moinho na imagem agrave esquerda observa-se a posiccedilatildeo
de fixaccedilatildeo dos dois jarros de moagem
Figura 16 Moinho High Energy Ball Mill Emax
Os suportes de cada vaso satildeo afixados sobre dois discos que giram no mesmo sentido
movendo assim os vasos por uma trajetoacuteria circular sem que estes modifiquem sua orientaccedilatildeo
A accedilatildeo combinada da geometria dos vasos e da mecacircnica do movimento gera um forte atrito
entre as bolas a amostra e as paredes do vaso bem como uma elevada aceleraccedilatildeo que lanccedila as
bolas com forte impacto contra a amostra junto agraves paredes do vaso Disso resulta uma melhor
mistura das partiacuteculas e uma menor granulometria final [55]
O moinho possui um sistema de resfriamento por aacutegua permitindo que a elevada
aplicaccedilatildeo de energia possa ser aproveitada com eficiecircncia no processo de moagem sem que a
amostra se superaqueccedila
A amostra foi colocada no jarro de moagem juntamente com 3 esferas de accedilo inoxidaacutevel
com massa total de 2092 g resultando numa BPR aproximada de 71 O jarro de moagem foi
levado a glove box onde foi realizado o vaacutecuo do ambiente com a posterior injeccedilatildeo de gaacutes
Argocircnio e a selagem do vaso de moagem Esse procedimento teve como objetivo evitar uma
possiacutevel oxidaccedilatildeo da amostra durante a moagem mecacircnica
38
Na Figura 17 eacute possiacutevel visualizar o jarro de moagem em dois momentos sendo o
primeiro entes do fechamento com as esferas e a amostra e posteriormente durante o processo
de fechamento dentro da glove box
Figura 17 Preparaccedilatildeo e selagem do vaso de moagem
O primeiro processo de moagem da mistura foi realizado durante uma hora Apoacutes esse
tempo o jarro foi aberto e feito uma Difraccedilatildeo de Raios X (DRX) da amostra Seguiu-se entatildeo
para selagem do vaso de moagem e preparaccedilatildeo para novo ciclo de moagem O intervalo de
moagem passou a ser de 3 horas sendo realizado em trecircs etapas de 1 hora entre cada etapa
houve um intervalo de 5 minutos para resfriamento da amostra realizadas sem abertura do jarro
de moagem
No procedimento foi utilizada a rotaccedilatildeo de 1000 rpm a temperatura do vaso variou de
27 degC agrave 39 degC no final da moagem Apoacutes as 3 horas de moagem o vaso foi aberto e realizou-se
um DRX da amostra Esse processo se repetiu por seis vezes tendo gerado intervalos de tempo
de1h 4hs 7hs 10hs 13hs 16hs e 19hs de moagem
O fim da moagem foi estabelecido com base na anaacutelise dos difratogramas da amostra e
da constataccedilatildeo de equiliacutebrio na evoluccedilatildeo ou formaccedilatildeo de novas fases
39
33 Difraccedilatildeo de Raios X
As medidas de DRX foram realizadas no Laboratoacuterio de Materiais (LabMat) da UFAM
utilizando um Difratocircmetro de Raio-X modelo Empyrean da PANalytical com radiaccedilatildeo CuKα1
de 1 5406 Aring e se dividiram em duas etapas
A primeira etapa foi realizada com os intervalos de 1h 4hs 7hs 10hs 13hs 16hs e 19
horas e teve como finalidade acompanhar a evoluccedilatildeo estrutural da amostra e confirmar a
formaccedilatildeo da fase uacutenica de Bi3Ni
A Figura 18 apresenta o porta amostra em duas etapas distintas a primeira com a
amostra sendo preparada adequadamente e na segunda pronta para a realizaccedilatildeo do DRX
Figura 18 Preparaccedilatildeo da amostra para realizaccedilatildeo de DRX
Os difratogramas experimentais gerados foram submetidos agrave identificaccedilatildeo das fases
cristalinas atraveacutes de comparaccedilotildees com padrotildees difratomeacutetricos disponibilizados no banco de
dados do Inorganic Crystal Structure Database ndash ICSD
Na Figura 19 apresenta-se o goniocircmetro difratocircmetro de raio-X modelo Empyrean da
PANalytical
40
Figura 19 Difratocircmetro de Raio-X modelo Empyrean da PANalytical
Os padrotildees usados de DRX foram os seguintes
Faixa de acircngulo 10 ndash 100deg
Velocidade de escaneamento 1deg min
Tempo aproximado de realizaccedilatildeo do difratograma 45 min
Tubo de raio-X de cobre (Cu)
Voltagem 40 kV
Corrente 30 mA
Divergecircncia de fenda 10 (deg)
Dispersatildeo de fenda 10 (deg)
A segunda etapa das medidas de DRX foi realizada com uso do forno e medidas in situ
tendo sido realizadas com a amostra moiacuteda por 19 horas nas temperaturas de 250 2500 3000 e
350 0C essas medidas tiveram a finalidade de acompanhar o comportamento estrutural em
funccedilatildeo da temperatura e estudar a estabilidade teacutermica da amostra Detalhes do forno estatildeo
ilustrados nas Figuras 20
41
Figura 20 Preparaccedilatildeo da amostra e porta amostra no forno do DRX
A primeira mediccedilatildeo foi realizada a temperatura de 25 oC seguindo-se de um
aquecimento a taxa de 10 oCmin ateacute atingir a temperatura de 250 oC apoacutes atingir a temperatura
procedeu-se uma execuccedilatildeo de uma isoteacutermica por 10 minutos antes da mediccedilatildeo in situ de DRX
O procedimento foi repetido para as temperaturas de 300 oC e 350 oC conforme pode-se
observar na rampa de aquecimento da Figura 21
Figura 21 Rampa de aquecimento para medidas in situ de DRX
34 Refinamento pelo Meacutetodo de Rietveld
Para realizaccedilatildeo dos refinamentos pelo MR desta dissertaccedilatildeo utilizou-se o programa
GSAS (General Structure Analysis System) e o EXPGUI [4748]
42
Para se descrever o formato dos picos de DRX utilizou-se a funccedilatildeo perfil pseudo-Voigt
de Thompson-Cox-Hasting modificada funccedilatildeo de perfil CW 4 no pacote GSAS que considera
o modelo anisotroacutepico de Stephens e efeitos de textura [4950]
Para o coeficiente de mistura (η) que determina as contribuiccedilotildees do alargamento
gaussiano (η = 0) e Lorentziano (η = 1) nas equaccedilotildees 5 e 6 foi utilizado neste trabalho o valor
de η = 075
Os coeficientes de alargamento instrumental V e W constantes na equaccedilatildeo 5 foram
previamente obtidos a partir do DRX de uma amostra padratildeo bem cristalizada e mantidos fixos
no refinamento dos dados experimentais
Para o caacutelculo do tamanho meacutedio de cristalito com o uso da equaccedilatildeo 7 utilizou-se o
valor de K = 091 e 120582=0154056 nm
O GSAS dispotildee de 8 tipos de funccedilotildees de background neste trabalho utilizou-se a funccedilatildeo
polinomial de Chebyshev o nuacutemero de termos variou tendo sido utilizados 20 termos na funccedilatildeo
polinomial para refinamentos com a presenccedila da fase amorfa e 6 termos apoacutes a cristalizaccedilatildeo da
fase amorfa
Para iniacutecio do refinamento no programa EXPGUI foi utilizado o diagrama de blocos da
Figura 12 e para o refinamento dos paracircmetros as correlaccedilotildees da tabela 3
35 Tratamento Teacutermico
Foi realizado um tratamento teacutermico na amostra moiacuteda por 19 horas com a finalidade
de promover o relaxamento dos defeitos e tensotildees causados durante a moagem mecacircnica e a
cristalizaccedilatildeo da fase amorfa presente A partir da temperatura ambiente 25 oC iniciou-se o
aquecimento a uma taxa de 10 oCmin A temperatura final foi de 800 oC seguindo-se do
desligamento do forno que se manteve fechado ateacute que a temperatura da amostra atingisse
25 oC Em seguida a amostra foi retirada do forno e foi realizado um DRX Utilizou-se um forno
tubular com tubo de quartzo e uma atmosfera com fluxo constante de gaacutes argocircnio ilustrado
na Figura 22
43
Figura 22 Forno utilizado para realizar o tratamento teacutermico
36 Calorimetria Diferencial de Varredura (DSC)
As medidas de DSC foram realizadas na amostra moiacuteda por 19 horas em uma ceacutelula
Netzsch modelo DSC 3500 Sirius pertencente ao Laboratoacuterio de Termo ciecircncias da UFAM
Para realizaccedilatildeo das medidas utilizou-se um fluxo de proteccedilatildeo de N2 a 50 mlmin com
temperatura inicial de 25 oC e temperatura final de 550 oC
Foram realizadas quatro medidas com as taxas de transferecircncia de calor de 25 oCmin
5 oCmin 10 oCmin e 20 oCmin Foram utilizados cadinhos (porta amostra) de alumiacutenio e a
massa meacutedia de 22 mg de amostra foi utilizada nos quatro experimentos
Na Figura 23 eacute mostrada a ceacutelula Netzsch modelo DSC 3500 Sirius onde foram
realizadas as medidas e os cadinhos sendo dois fechados e um com a amostra visiacutevel
Figura 23 Equipamento utilizado para realizar o DSC
44
4 RESULTADOS E DISCUSSOtildeES
41 Evoluccedilatildeo estrutural
A Figura 24 mostra a evoluccedilatildeo estrutural durante o processo de siacutentese conforme
descrito nos procedimentos experimentais Qualitativamente podemos ver nesta figura uma
modificaccedilatildeo gradativa dos padrotildees de difraccedilatildeo O pico mais intenso da amostra moiacuteda por 1
hora corresponde ao plano (1 0 -2) do Bi precursor
Acompanhando o comportamento deste plano em especiacutefico constata-se que entre a
primeira e a quarta hora o mesmo sofre apenas uma ligeira diminuiccedilatildeo Concomitantemente
com este decreacutescimo emergem pequenos novos picos em 2θ aproximadamente entre 28 e 35o
Com 7 horas de moagem os novos picos satildeo evidentes e foram identificados junto agrave base de
dados do ICSD como a estrutura desejada Bi3Ni grupo espacial Pnma (cartatildeo nuacutemero 391336)
Em 13 horas de moagem o pico do Bi atinge seu miacutenimo e segue estaacutevel ateacute 19 h de moagem
Dada a observaccedilatildeo da estabilizaccedilatildeo estrutural o processo foi interrompido Uma anaacutelise mais
detalhada dos difratogramas seraacute mostrada e discutida na sequecircncia
Figura 24 Padratildeo de difraccedilatildeo observado para amostra e Bi3Ni durante todo intervalo de moagem
10 20 30 40 50 60 70 80
19h
16h
1h
10h
1h
7h
4h
2(graus)
1h
13h
Inte
nsid
ade (
ua
)
45
Na Figura 25 mostramos a indexaccedilatildeo das fases na primeira hora de moagem onde foi
verificada o iniacutecio da nucleaccedilatildeo do Bi3Ni Tambeacutem eacute possiacutevel observar os picos do elemento
precursor minoritaacuterio no caso o Niacutequel (cartatildeo ICSD 64703)
Figura 25 Difratograma obtido apoacutes a primeira hora de moagem
Seguindo o processo de moagem conforme descrito nos procedimentos experimentais
a amostra foi moiacuteda por mais 3 horas totalizando 4 horas de moagem os difratogramas obtidos
satildeo apresentados nas Figuras 26 e 27 Nesta etapa jaacute natildeo eacute mais possiacutevel identificar a presenccedila
dos picos referentes ao niacutequel dessa forma somente satildeo observados os picos do bismuto e do
Bi3Ni Poreacutem como verificamos na Figura 24 a nucleaccedilatildeo da liga Bi3Ni continua ocorrendo
sistematicamente
Na Figura 26 mostramos uma comparaccedilatildeo do difratograma padratildeo de Bi3Ni (cartatildeo
nuacutemero 391336 do ICSD) com o difratograma da amostra moiacuteda por 4 horas plotados em
conjunto para destacar a nucleaccedilatildeo da fase de Bi3Ni
Na Figura 27 apresenta-se o resultado do refinamento pelo meacutetodo de Rietveld para as
4 horas de moagem Eacute possiacutevel verificar um bom acordo entre o padratildeo de DRX da amostra e
o padratildeo refinado por MR Os fatores de qualidade podem ser verificados na tabela 4 Neste
refinamento obtivemos uma fraccedilatildeo de fase equivalente a 67 de Bi e 33 de Bi3Ni
46
Figura 26 Difratograma da amostra moiacuteda durante 4 horas (curva com ruiacutedo) e o padratildeo idealizado
do Bi3Ni calculado a partir do arquivo CIF (cartatildeo ICSD no 391336)
Figura 27 Padratildeo observado no DRX (4horas) calculado e residual obtidos no refinamento pelo MR
10 20 30 40 50 60 70 80
23 24 25 26 27 28 29 30 31 32 33
Inte
nsid
ade (
ua
)
2(graus)
4 horas
CIF Bi3Ni
10 20 30 40 50 60 70 80
Experimental
Calculado
Residual
Inte
nsid
ade (
u a)
2 (graus)
4 horas
25 30 35 40 45
47
Em todas as etapas do processo de moagem foram obtidos refinamentos com iacutendices de
qualidade muito semelhantes Natildeo houve alteraccedilatildeo nos acircngulos da ceacutelula unitaacuteria do composto
de Bi3Ni que permanecerem com α= β= λ = 90o Os valores obtidos para os iacutendices de avaliaccedilatildeo
da qualidade e os paracircmetros de rede encontram-se na tabela 4
Tabela 4 Valores de Rwp e 1205362 obtidos nos refinamentos realizados durante o processo de moagem
mecacircnica para o Bi3Ni
Com os resultados obtidos nos refinamentos determinou-se as contribuiccedilotildees em
porcentagem de cada fase em funccedilatildeo do tempo de moagem Verifica-se que apoacutes a primeira
hora de moagem natildeo se identifica no difratograma a presenccedila de Ni entretanto a fase de Bi3Ni
continua nucleando indicando que ainda existe niacutequel disponiacutevel para a formaccedilatildeo desta fase
Pode-se conceber algumas hipoacuteteses para este fato A primeira refere-se agrave sensibilidade do
equipamento de DRX que natildeo identifica precisamente elementos com fraccedilatildeo de fase menor
que 10 Outa hipoacutetese provaacutevel pode ser atribuiacutea a uma adesatildeo do niacutequel nas paredes do jarro
de moagem ou nas esferas de accedilo tendo em vista sua ductilidade
Na Figura 28 foi plotado a fraccedilatildeo de cada uma das fases presentes no processo de
moagem em funccedilatildeo do tempo Fica evidente que apoacutes a primeira hora a fraccedilatildeo de fase do niacutequel
eacute zero mas continua ocorrendo a nucleaccedilatildeo do Bi3Ni que estabiliza em 13 horas
TEMPO DE MOAGEM RWP 1205362 PARAcircMETROS DE REDE DO BI3NI
a (Å) b (Å) c (Å) Volume (Å3)
4 HORAS 77 139 8890(9) 4102(1) 11502(1) 41949(6)
7 HORAS 70 137 8891(3) 4106(1) 11500(1) 41986(9)
10 HORAS 71 131 8888(1) 4104(8) 11495(1) 41939(5)
13 HORAS 65 124 8893(5) 4104(3) 11507(1) 42003(2)
16 HORAS 64 124 8888(7) 4102(9) 11499(9) 41940(1)
19 HORAS 63 123 8894(1) 4105(1) 11506(5) 42012(3)
48
Figura 28 Fraccedilatildeo das fases de Ni Bi e Bi3Ni em funccedilatildeo do tempo de moagem
Utilizando-se a equaccedilatildeo 7 com os dados obtidos no refinamento pelo MR calculou-se
o tamanho meacutedio dos cristalitos de Bi3Ni em funccedilatildeo do tempo de moagem Na Figura 29
apresenta-se em forma de um graacutefico os valores obtidos Observamos que entre a quarta e a
seacutetima hora haacute um aumento aproximado de 14 no tamanho meacutedio do cristalito pode-se
atribuir esse aumento a uma possiacutevel deformaccedilatildeo plaacutestica da amostra acarretando num
acreacutescimo da aacuterea de superfiacutecie o que aumentaria progressivamente a probabilidade de
soldagem a frio dessas partiacuteculas gerando assim um aumento do tamanho meacutedio do cristalito
Entre a seacutetima e a deacutecima hora de moagem ocorre uma reduccedilatildeo de 26 no tamanho do
cristalito maior valor percentual obtido entre intervalos de moagem Entre a deacutecima sexta e a
deacutecima nona hora haacute uma estabilizaccedilatildeo no processo de reduccedilatildeo do tamanho de cristalito
Obtivemos no final do processo uma reduccedilatildeo total de aproximadamente 59 o que representa
um tamanho meacutedio de cristalito na ordem de 2653 nm
Plota-se na Figura 29 um graacutefico com tamanho meacutedio de cristalito do composto Bi3Ni
em funccedilatildeo do tempo de moagem
0 5 10 15 20
0
20
40
60
80
100
Fra
ccedilao d
e fases (
)
Tempo de moagem ( horas)
Bi
Bi3Ni
Ni
49
Figura 29 Tamanho meacutedio de cristalito de Bi3Ni em funccedilatildeo do tempo de moagem
Natildeo houve formaccedilatildeo de novas fases ou aparentemente quaisquer outras alteraccedilotildees
significativas apoacutes a deacutecima terceira hora de moagem Os uacutenicos efeitos com a continuaccedilatildeo da
moagem foram a melhora da cristalizaccedilatildeo da fase de interesse e o aumento de intensidade do
perfil referente a fase amorfa Poreacutem o processo de moagem totalizou 19 horas a finalidade
deste intervalo apoacutes a estabilizaccedilatildeo de formaccedilatildeo da fase pretendida foi verificar a possibilidade
de oxidaccedilatildeo da amostra que ficou exposta ao ambiente durante a execuccedilatildeo do DRX
Observa-se nos difratogramas da Figura 24 a formaccedilatildeo de uma acentuada elevaccedilatildeo na
linha de base entre a faixa de 2θ que vai de aproximadamente 26deg a 36deg A forma ou perfil
dessa elevaccedilatildeo eacute um forte indicio do aparecimento de uma fase amorfa Para alcanccedilar bom
acordo nos refinamentos Rietveld foram necessaacuterios 20 termos na funccedilatildeo polinomial de
Chebyshev para descrever estas linhas de base (background)
Analisando-se portanto os difratogramas referentes agraves etapas de 10 13 16 e 19 horas
eacute possiacutevel identificar o crescimento dessa fase amorfa conforme mostramos na Figura 30
4 6 8 10 12 14 16 18 20
25
30
35
40
45
50
55
Ta
ma
nh
o m
eacuted
io d
e c
rista
lito
(n
m)
Tempo de moagem (horas)
50
Estas curvas satildeo particularmente interessantes uma vez que podemos avaliar as
distacircncias R entre os primeiros vizinhos da fase desordenada aplicando a equaccedilatildeo de Ehrenfest
que pode ser expressa como [56]
2Rsen(θ) = 123λ (14)
O maacuteximo destas curvas correspondem a 2θ ~29o o que nos leva a distacircncias aproximada
de 38 Aring Esta distacircncia natildeo fere nenhum viacutenculo de distancias entre os atamos para
Ni-Ni~248 Aring Ni-Bi~ 278 Aring Bi-Bi~308 Aring Bi-O~214 Aring
Figura 30 Comparaccedilatildeo das funccedilotildees de background para a amostra moiacuteda por 10 13 16 e 19 horas
Com objetivo de avaliar com mais detalhes a estrutura nanocristalina e amorfa
realizamos medidas de difraccedilatildeo com configuraccedilotildees que produzissem uma maior qualidade nos
dados obtidos utilizamos uma cacircmara com baixo vaacutecuo e aumentamos o tempo de aquisiccedilatildeo
dos dados
A Figura 31 mostra o padratildeo obtido para a amostra final moiacuteda por 19 horas
Destacamos a evidente fase amorfa que se forma
10 20 30 40 50 60 70 80
19 horas
16 horas
13 horas
10 horas
Inte
nsid
ade (
u a)
2 (graus)
51
Figura 31 Formaccedilatildeo da fase amorfa na amostra de Bi3Ni apoacutes 19 horas de moagem
Comparando o padratildeo de DRX obtido para amostra moiacuteda por 19 horas com o
difratograma padratildeo de Bi3Ni (cartatildeo nuacutemero 391336 do ICSD) pode-se constatar a
equivalecircncia dos picos conforme apresentada Figura 32
Com os difratogramas de maior resoluccedilatildeo verificamos a presenccedila embora em uma
pequena fraccedilatildeo de Bi (ICSD no 64703) Assim como uma ligeira sugestatildeo da existecircncia de
Bi2O3 (ICSD no 41764) vislumbra-se essa fase em virtude da possiacutevel oxidaccedilatildeo da amostra
devido as sucessivas aberturas do jarro de moagem para realizaccedilatildeo do DRX entretanto
diferentemente do que se percebe para o bismuto natildeo haacute nenhum pico referente ao oxido de
bismuto
Na posiccedilatildeo de 2θ~27o existe um pico caracteriacutestico do Bi2O3 entretanto mesmo com a
melhor resoluccedilatildeo do DRX natildeo eacute possiacutevel distinguir claramente a fase do oxido de bismuto
assim durante o processo de refinamento pelo MR natildeo foi adicionada a fase relativa ao oxido
O refinamento pelo meacutetodo de Rietveld referente a amostra moiacuteda por 19h encontra-se
na Figura 33 percebe-se a boa concordacircncia obtida para a fase de interesse Bi3Ni e a fase
20 30 40 50 60 70 80
Bi
Inte
nsid
ade (
u a)
2 (graus)
Bi
20 25 30 35 40 45
52
amorfa O asterisco indicando o pico principal do Bi salienta que essa fase por contribuir
modestamente em um difratograma tatildeo complexo natildeo eacute bem ajustada
Figura 32 Difratograma da amostra moiacuteda 19h em conjunto com os CIFs de o Bi3Ni Bi e Bi2O3
Figura 33 Difratograma da amostra moiacuteda 19h e refinada por meacutetodo de Rietveld partindo dos CIFs
do Bi3Ni Bi
20 30 40 50 60 70 80
19 horas
Bi3Ni
Bi
Bi2O
3
In
tensid
ade (
u a)
2 (graus)
25 30 35 40
20 30 40 50 60 70 80
Experimental (19h)
Calculado
Residual
Inte
nsid
ade (
u a)
2 (graus)
20 25 30 35 40 45 50
53
Os trabalhos cientiacuteficos que versam sobre a produccedilatildeo e a caracterizaccedilatildeo do composto
Bi3Ni descrevem que a siacutentese pode ser realizada por vaacuterios mecanismos normalmente as
metodologias mais usadas para obtenccedilatildeo envolvem os processos em meio quiacutemico a
eletrodeposiccedilatildeo e a solidificaccedilatildeo raacutepida Em alguns casos utilizou-se longos processos teacutermicos
que envolvem a permanecircncia da amostra num forno de resistecircncia a 1100 degC durante 3 dias
[13] ou processos de sinterizaccedilatildeo com recozimento a vaacutecuo a temperatura de 1000 degC por 24
horas [15] Relata-se tambeacutem que conforme ocorreu neste trabalho algumas amostras
apresentam pequenos traccedilos de Bi em sua composiccedilatildeo final [13]
Dessa forma o primeiro desafio desse trabalho foi produzir uma fase uacutenica de Bi3Ni por
meio da moagem mecacircnica entretanto verificou-se no resultado obtido no DRX e no
refinamento pelo MR que a fase de Bi3Ni embora apresente uma fraccedilatildeo de 999 ainda possui
leves traccedilos do pico mais intenso de bismuto (indicado por um asterisco na Figura 33) Uma
proposta futura seria portanto acrescentar uma pequena quantidade de Ni para interagir com
esse Bi remanescente
42 Medidas de DRX in situ
Com o objetivo de estudar a estabilidade teacutermica e acompanhar a evoluccedilatildeo estrutural da
amostra em funccedilatildeo da temperatura foram realizadas medidas de DRX in situ conforme
descrito nos procedimentos experimentais A Figura 34 apresenta os quatro difratogramas
obtidos
A temperatura de 25 oC observa-se uma fase uacutenica do composto Bi3Ni (com jaacute
mencionado anteriormente a amostra possui uma leve indicaccedilatildeo da presenccedila de bismuto) que
possui estrutura ortorrocircmbica e grupo espacial Pnma eacute a mesma apresentada na Figura 32
A medida que aumentamos a temperatura conforme descrito na seccedilatildeo 3 Figura 21
inicia-se uma transformaccedilatildeo do composto inicial para o crescimento da fase tetragonal de Bi2O3
(ICSD no 41764) e da fase precursora de Bi Essa alteraccedilatildeo na composiccedilatildeo da amostra ocorre
em virtude da degradaccedilatildeo da fase Bi3Ni que conforme eleva-se a temperatura tem sua fraccedilatildeo
diminuiacuteda conforme verifica-se na Figura 36 Embora as medidas in situ terem sido feitas em
baixo vaacutecuo natildeo foi impedido o crescimento do Bi2O3
54
Na Figura 34 encontram-se plotados os DRX referentes as medidas realizadas em 25o
250o 300o e 350 oC as curvas foram deslocadas verticalmente para melhor comparaccedilatildeo
Figura 34 Padratildeo observado nos DRX da amostra submetida a aquecimento
A temperatura de 250 oC temos a ocorrecircncia de trecircs fases Bi3Ni Bi2O3 e Bi
O refinamento estrutural pelo meacutetodo de Rietveld estaacute mostrado na Figura 35 Mesmo tratando-
se de uma amostra com um elevado nuacutemeros de pico aleacutem da presenccedila de uma fase amorfa o
acordo entre o experimental e o calculado eacute notaacutevel Os valores dos iacutendices de avaliaccedilatildeo da
qualidade do refinamento referentes as quatro medidas realizadas encontram-se na tabela 5
20 30 40 50 60 70 80
350 0C
300 0C
250 0C
Inte
nsid
ade (
ua
)
2 (graus)
25 0C
55
Figura 35 Padratildeo obtidos no refinamento pelo MR para amostra aquecida a 250 0C
Tabela 5 Valores de Chi2 e de Rwp obtidos nos refinamentos realizados durante o processo de
aquecimento
A temperatura de 300 oC comeccedila a formaccedilatildeo da uma nova fase cubica de grupo espacial
I23 o Bi12NiO19 em detrimento da diminuiccedilatildeo da fase de Bi3Ni Aleacutem do aumento da fraccedilatildeo
da fase de Bi2O3
Temperatura de realizaccedilatildeo da medida Rwp 1205362
25 0C 69 23
250 0C 83 18
300 0C 98 26
350 0C 99 25
10 20 30 40 50 60 70 80
Inte
nsid
ade (
ua
)
2 (graus)
Experimental
Calculado
Residual
250 0C
25 30 35 40
56
O uacuteltimo DRX foi realizado a 350 oC a principal alteraccedilatildeo dessa medida refere-se ao
fato da inexistecircncia de picos referentes agrave fase Bi3Ni A fase majoritaacuteria torna-se agora a fase
referente ao Bi e a fase Bi12NiO19 (indexado na base de dados PDF2 mas natildeo na base de dados
ICSD) permanece estaacutevel isto eacute sem alteraccedilotildees significativas em sua fraccedilatildeo O fato de estarem
presentes picos referentes ao Bi mesmo apoacutes termos ultrapassado a temperatura de fusatildeo pode
ser explicado levando-se em consideraccedilatildeo a baixa condutividade teacutermica do bismuto aliado ao
excesso de defeitos produzidos na moagem assim natildeo obteve-se a fusatildeo do elemento
Utilizamos os dados obtidos nos refinamentos para plotar o graacutefico exposto na Figura
36 onde eacute possiacutevel observar a fraccedilatildeo de cada fase em funccedilatildeo da temperatura de execuccedilatildeo do
DRX Percebe-se a raacutepida decomposiccedilatildeo da fase de Bi3Ni que entre 250 oC e 350 oC apresenta
uma reduccedilatildeo percentual de aproximadamente 88 concomitantemente ao crescimento
percentual da fase de Bi
Figura 36 Fraccedilotildees de fase em funccedilatildeo da temperatura de realizaccedilatildeo do DRX in situ
O DRX realizado na amostra a 350 oC eacute mostrado na Figura 37 em conjunto aos CIFs
das fases constituintes Para a fase Bi12NiO19 natildeo foi encontrado o CIF no banco de dados do
Inorganic Crystal Structure Database (ICSD) Para refinar utilizando o meacutetodo de Rietveld
partimos do protoacutetipo estrutural de Bi26-x Mx O40-y (M = Mg Al Co Ni) O CIF desta fase
25 75 125 175 225 275 325 375
0
20
40
60
80
100
Fra
ccedilao d
e F
ases (
)
Temperatura (0C)
Bi3Ni
Bi2O
3
Bi
Bi12
NiO19
57
resultante estaacute mostrado em vermelho na Figura 37 e uma representaccedilatildeo da ceacutelula unitaacuteria na
Figura 38 os aacutetomos de oxigecircnio estatildeo representados na cor vermelha e o niacutequel em verde
Figura 37 Padratildeo observado no DRX da amostra em 350 oC em comparaccedilatildeo com o CIF das fases
constituintes
Figura 38 Projeccedilatildeo do eixo a e em perspectiva do Bi12NiO19
10 20 30 40 50 60 70 80
Inte
nsid
ade (
ua
)
2(graus)
350 graus
Bi2O
3
Bi
Bi12
NiO19
20 25 30 35 40 45 50 55
58
O refinamento estrutural utilizando estas fases estaacute mostrado na Figura 39 e os valores
referentes aos paracircmetros de rede obtidos para o refinamento da fase Bi12NiO19 constam na
tabela 6
Figura 39 Padratildeo obtidos no refinamento pelo MR para amostra aquecida a 350 0C
Tabela 6 Paracircmetros da ceacutelula unitaacuteria da estrutura Bi12NiO19
A Figura 40 conteacutem as fotografias retiradas do forno do difratocircmetro antes e apoacutes a
realizaccedilatildeo da medida Eacute possiacutevel verificar que a amostra devido a dilataccedilatildeo volumeacutetrica e a
fusatildeo do bismuto transborda o porta amostra
Paracircmetros de Rede a = b=c=10258(8) Aring
Acircngulos α = β = γ = 900
Volume da ceacutelula 107966(2) Aring3
Grupo de simetria Cuacutebico
Grupo espacial I23
10 20 30 40 50 60 70 80
Inte
nsid
ade (
ua
)
2 (graus)
Calculado
Experimental
Residual
350 0C
20 25 30 35 40 45
59
Figura 40 Fotografia do forno do DRX antes a apoacutes a realizaccedilatildeo das medidas
43 Calorimetria Diferencial de Varredura (DSC)
Com a finalidade de estudar e melhor entender a evoluccedilatildeo estrutural da amostra
observada nas medidas in situ realizou-se medidas DSC conforme descrito nos procedimentos
experimentais a temperatura final foi de 550 oC
Na Figura 41 mostramos as medidas DSC feitas em diferentes taxas de aquecimento
realizadas na amostra moiacuteda por 19 horas Em todas as 4 medidas vemos comportamentos
exoteacutermicos e endoteacutermicos Os picos endoteacutermicos ocorreram a uma temperatura aproximada
de 270 0C temperatura essa equivalente ao ponto de fusatildeo do bismuto e foram atribuiacutedos a
fusatildeo do Bi ocorrida em duas etapas
Comparando-se os resultados obtidos nas medidas in situ onde observamos a nucleaccedilatildeo
de uma nova fase a partir da temperatura de 250 oC com os resultados obtidos no DSC podemos
concluir que o pico exoteacutermico presente no termograma corresponde agrave nucleaccedilatildeo da fase de
Bi2O3
Com a finalidade de calcular a energia de ativaccedilatildeo (Ea) necessaacuteria para promover essa
nucleaccedilatildeo aplicamos a metodologia proposta por Kissinger [2] Conforme indicado na Figura
41 as 4 medidas foram feitas com taxas de aquecimento de 25 5 10 e 20 oCmin
60
A Figura 42 mostra em detalhes a Figura 41 onde vemos os valores das temperaturas
de pico de cristalizaccedilatildeo (Tc) e as referidas taxas de aquecimento (120591) Como era esperado a
medida que a taxa de aquecimento aumenta a temperatura de pico tambem aumenta
Figura 41 Termograma DSC plotados em conjunto para os diferentes fluxos de calor
Figura 42 Espectros DSC com as temperaturas de pico e suas respectivas taxas de aquecimento
100 150 200 250 300 350 400 450 500 550
250Cmin
50Cmin
100Cmin
fluxo d
e c
alo
r (u
a)
Temperatura (0C)
200Cmin
exo
230 235 240 245 250 255 260 265 270 275 280 285
250Cmin
50Cmin
100Cmin
fluxo d
e c
alo
r (u
a )
Temperatura (0C)
242 0C
252 0C
266 0C
278 0C
200Cmin
exo
61
Com os dados fornecidos na Figura 42 pode-se calcular a energia de ativaccedilatildeo referente
a nucleaccedilatildeo da fase de Bi2O3 Plotando-se um graacutefico linear de ln(120591
1198791198882) versus
1
119879119888 onde o
coeficiente angular eacute (minus119864119886
119877) obteacutem-se a energia de ativaccedilatildeo A Figura 43 apresenta a
linearizaccedilatildeo da equaccedilatildeo 16 de onde se obteacutem a energia de ativaccedilatildeo do processo de nucleaccedilatildeo
do Bi2O3
Figura 43 Graacutefico linear do ln(120591
1198791198882) versus
1
119879119888
Logo considerando as relaccedilotildees anteriormente definidas eacute possiacutevel calcular a energia de
ativaccedilatildeo uma vez que m = (minus119864119886
119877) e R = 831 jmol K Desse modo a energia de ativaccedilatildeo
necessaacuteria para promover a nucleaccedilatildeo da fase Bi2O3 eacute de 12465 kJmol
A metodologia proposta permitiria tambeacutem calcular a energia de ativaccedilatildeo necessaacuteria
para cristalizar a fase amorfa as medidas de DSC foram planejadas ateacute a temperatura de
550 oC devido a limitaccedilotildees do equipamento poreacutem como fica evidente na Figura 41 natildeo se
observa nenhum pico exoteacutermico apoacutes os 350 oC que se possa estar associado a cristalizaccedilatildeo da
fase amorfa O pico exoteacutermico existente como jaacute mencionado ocorreu a uma temperatura que
variou de 242 0C agrave 278 0C e refere-se agrave nucleaccedilatildeo de fase
182 184 186 188 190 192 194
-115
-110
-105
-100
-95
ln (
T2 c)
1Tc (10
-3 k
-1)
62
44 Tratamento teacutermico
Apoacutes a realizaccedilatildeo das medidas de DRX in situ e das medidas de DSC a fase amorfa
ainda se encontrava presente assim foi realizado um tratamento teacutermico com a finalidade de
promover a cristalizaccedilatildeo da fase amorfa presente
O tratamento teacutermico foi realizado a uma taxa constante de 10 0Cmim ateacute a temperatura
de 800 0C com a atmosfera protegida por gaacutes argocircnio Na Figura 44 apresenta-se o difratograma
da amostra realizado apoacutes o do tratamento teacutermico vemos no detalhe que a acentuada elevaccedilatildeo
na linha de base entre a faixa de 2θ que vai de aproximadamente 26deg agrave 36deg e que corresponde
a fase amorfa desapareceu completamente
Figura 44 Difratograma da amostra apoacutes tratamento teacutermico
Para a amostra tratada termicamente foram identificadas trecircs fases similar ao observado
nas medias in situ a 350 oC foram identificadas a fase cuacutebica Bi12NiO19 a fase tetragonal de
Bi2O3 (ICSD no 41764) e a fase romboeacutedrica de Bismuto (ICSD no 64703) Na Figura 45
apresentamos o padratildeo observado plotado juntamente com o CIF das 3 fases identificadas
10 20 30 40 50 60 70 80
Inte
nsid
ad
e (
ua
)
2 (graus)
Pos Tratamento Teacutermico
20 25 30 35 40 45 50 55 60
63
Figura 45 Difratograma da amostra apoacutes tratamento teacutermico em conjunto com os CIFs de Bi Bi2O3 e
Bi12NiO19
Pode-se verificar no padratildeo do difratograma da Figura 45 que pelo formato da linha de
base obtida ocorreu a cristalizaccedilatildeo da fase amorfa e as fases identificadas correspondem aos
picos presentes no DRX da amostra
O refinamento realizado pelo MR confirmou a identificaccedilatildeo das fases contidas na
amostra no sentido da exata correspondecircncia entre os picos obtidos nos padrotildees calculados e
observados As fraccedilotildees das fases da amostra que sofreu tratamento teacutermico em comparaccedilatildeo com
as fraccedilotildees obtidas no DRX in situ estatildeo apresentados na tabela 7
Tabela 7 Fraccedilotildees das fases apoacutes tratamento teacutermico e DRX in situ a 350 oC
Fraccedilatildeo das fases Tratamento Teacutermico DRX in situ a 350 oC
Bi12NiO19 90 137
Bi2O3 89 20
Bi 11 663
10 20 30 40 50 60 70 80
Inte
nsid
ade (
ua
)
2 (graus)
Observado
Bi
Bi2O
3
Bi12
NiO19
25 30 35 40 45 50 55
64
O aumento da temperatura propicia a nucleaccedilatildeo das fases de Bi2O3 e Bi12NiO19 em
detrimento da diminuiccedilatildeo da fase Bi3Ni
O refinamento pelo meacutetodo de Rietveld para amostra que sofreu tratamento teacutermico
apresentou uma boa concordacircncia para os perfis calculado e experimental Nesse refinamento
foi utilizado o CIF modificado de Bi12NiO19 Na Figura 46 temos o padratildeo experimental e o
calculado obtidos no refinamento pelo MR
Figura 46 Padratildeo observado e experimental refinado pelo MR para amostra tratada termicamente
Compara-se na Figura 47 os difratogramas obtidos para amostra tratada termicamente e
para o DRX in situ a temperatura de 350 oC eacute possiacutevel identificar a correspondecircncia entre os
picos entretanto eacute notaacutevel a diferenccedila na linha de base do difratograma referente ao DRX in
situ contra o DRX da amostra submetida a tratamento teacutermico Pode-se concluir que para
ocorrer a cristalizaccedilatildeo da fase amorfa eacute necessaacuterio que a temperatura do tratamento teacutermico seja
superior a 550 0C
10 20 30 40 50 60 70 80
Inte
nsid
ade (
ua
)
2 (graus)
Calculado
Experimental
Residual
Pos Tratamento Teacutermico
65
Outro fenocircmeno perceptiacutevel eacute o deslocamento em 2θ da posiccedilatildeo dos picos O
difratograma da amostra que foi ao forno do DRX tem a posiccedilatildeo dos seus picos deslocados para
direita em comparaccedilatildeo ao observado no CIF do Bi12NiO19 e no DRX da amostra que passou
por tratamento teacutermico Podemos associar esse deslocamento a contraccedilatildeo do volume da ceacutelula
unitaacuteria Considerando o valor padratildeo do volume do composto Bi12NiO19 constante na tabela
5 ocorreu uma reduccedilatildeo de volume de aproximadamente 155 para amostra tratada
termicamente e uma variaccedilatildeo positiva de 005 para amostra do DRX in situ Na Figura 47
plotamos juntos os difratogramas da amostra tratada termicamente da amostra que realizou a
medida in situ a 350 0C e o CIF do Bi12NiO19
Figura 47 Difratogramas das amostras apoacutes tratamento teacutermico e DRX in situ em conjunto com o
CIF do Bi12NiO19
O tratamento teacutermico realizado produziu o resultado esperado cristalizando a fase
amorfa As fases presentes na amostra apoacutes a realizaccedilatildeo do tratamento estatildeo em conformidade
agraves encontradas nas medidas de DRX in situ
20 30 40 50 60 70 80
Bi
Inte
nsid
ade (
u a)
2 (graus)
Bi
20 25 30 35 40 45
66
5 CONCLUSAtildeO
A sintetizaccedilatildeo do composto nanoestruturado de Bi3Ni foi realizado de modo eficiente
apoacutes 13 horas de moagem mecacircnica
As medidas de difraccedilatildeo de Raio X possibilitaram acompanhar a evoluccedilatildeo estrutural e a
nucleaccedilatildeo da fase de Bi3Ni O refinamento realizado pelo Meacutetodo de Rietveld proporcionou a
quantificaccedilatildeo dos paracircmetros cristalograacuteficos tais como paracircmetros de rede volume da ceacutelula
unitaacuteria fraccedilatildeo das fases presentes e tamanho de cristalito Os fatores de qualidade e
convergecircncia alcanccedilaram valores satisfatoacuterios correspondendo a exata simulaccedilatildeo do padratildeo
observado
A anaacutelise teacutermica realizada por meio das medidas de DRX in situ permitiu o estudo da
estabilidade teacutermica e o acompanhamento da evoluccedilatildeo estrutural da amostra em funccedilatildeo da
temperatura Foi possiacutevel identificar duas novas fases presentes o Bi2O3 e Bi12NiO19 nucleadas
agraves custas da fase de Bi3Ni Na temperatura de 350 oC a amostra eacute composta das fases Bi12NiO19
Bi2O3 e Bi
As medidas de DSC realizadas ateacute a temperatura de 550 oC e com quatro diferentes
taxas de aquecimento foram utilizadas para se calcular com o uso da equaccedilatildeo de Kissinger a
energia de ativaccedilatildeo (Ea) necessaacuteria para promover a nucleaccedilatildeo do composto Bi12NiO19 que eacute de
12465 kJmol
O tratamento teacutermico no forno ateacute 800 oC promoveu o relaxamento dos defeitos e
tensotildees causadas durante a moagem mecacircnica e a cristalizaccedilatildeo da fase amorfa natildeo sendo mais
possiacutevel identificar no DRX realizado o perfil referente a essa fase Identificou-se novamente a
fase Bi12NiO19 aleacutem da ocorrecircncia das fases de Bi2O3 e Bi jaacute identificadas nas medidas de
DRX in situ confirmando a consistecircncia dos resultados obtidos por dois ensaios diferentes
Pocircde-se verificar o mesmo fenocircmeno em todos os ensaios que envolveram o
aquecimento da amostra Ao aquecer-se o Bi3Ni ocorre um processo de oxidaccedilatildeo que resulta
na formaccedilatildeo da fase de Bi2O3 e a fase de Bi12NiO19 todas associadas ao consumo de Bi da fase
Bi3Ni
Para realizaccedilatildeo de estudos futuros com o intuito de se obter a fase uacutenica de Bi3Ni
pode-se alterar ligeiramente as massas dos produtos com a adiccedilatildeo de um pouco de niacutequel
67
Pode-se melhorar o controle das condiccedilotildees de realizaccedilatildeo dos tratamentos teacutermicos com o
intuito de se evitar a oxidaccedilatildeo A realizaccedilatildeo de medidas de DSC ateacute a temperatura de 800 0C
poderaacute revelar picos exoteacutermicos e propiciar condiccedilotildees para se calcular a energia necessaacuteria
para promover a cristalizaccedilatildeo da fase amorfa
68
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6
Figura 26 Difratograma da amostra moiacuteda durante 4 horas (curva com ruiacutedo) e o padratildeo
idealizado do Bi3Ni calculado a partir do arquivo CIF (cartatildeo ICSD no 391336) 46
Figura 27 Padratildeo observado no DRX (4horas) calculado e residual obtidos no refinamento
pelo MR 46
Figura 28 Fraccedilatildeo das fases de Ni Bi e Bi3Ni em funccedilatildeo do tempo de moagem 48
Figura 29 Tamanho meacutedio de cristalito de Bi3Ni em funccedilatildeo do tempo de moagem 49
Figura 30 Comparaccedilatildeo das funccedilotildees de background para a amostra moiacuteda por 10 13 16 e
19 horas 50
Figura 31 Formaccedilatildeo da fase amorfa na amostra de Bi3Ni apoacutes 19 horas de moagem 51
Figura 32 Difratograma da amostra moiacuteda 19h em conjunto com os CIFs de o Bi3Ni Bi e Bi2O3 52
Figura 33 Difratograma da amostra moiacuteda 19h e refinada por meacutetodo de Rietveld partindo dos
CIFs do Bi3Ni Bi e Bi2O3 52
Figura 34 Padratildeo observado nos DRX da amostra submetida a aquecimento 54
Figura 35 Padratildeo obtidos no refinamento pelo MR para amostra aquecida a 250 0C 55
Figura 36 Fraccedilotildees de fase em funccedilatildeo da temperatura de realizaccedilatildeo do DRX in situ 56
Figura 37 Padratildeo observado no DRX da amostra em 350 oC em comparaccedilatildeo com o CIF das fases
constituintes 57
Figura 38 Projeccedilatildeo do eixo a e em perspectiva do Bi12NiO19 57
Figura 39 Padratildeo obtidos no refinamento pelo MR para amostra aquecida a 350 0C 58
Figura 40 Fotografia do forno do DRX antes a apoacutes a realizaccedilatildeo das medidas 59
Figura 41 Termograma DSC plotados em conjunto para os diferentes fluxos de calor 60
Figura 42 Espectros DSC com as temperaturas de pico e suas respectivas taxas de aquecimento 60
Figura 43 Graacutefico linear do ln1205911198791198882 versus 1119879119888 61
Figura 44 Difratograma da amostra apoacutes tratamento teacutermico 62
Figura 45 Difratograma da amostra apoacutes tratamento teacutermico em conjunto com os CIFs de Bi
Bi2O3 e Bi12NiO19 63
Figura 46 Padratildeo observado e experimental refinado pelo MR para amostra tratada termicamente 64
Figura 47 Difratogramas das amostras apoacutes tratamento teacutermico e DRX in situ em conjunto
com o CIF do Bi12NiO19 65
7
LISTA DE TABELAS
Tabela 1 Principais variaacuteveis envolvidas no processo de siacutentese mecacircnica 21
Tabela 2 Relaccedilatildeo entre os fatores instrumentais e os efeitos sobre os picos de DRX 26
Tabela 3 Correlaccedilotildees e definiccedilotildees para as variaacuteveis envolvidas no refinamento pelo
MR no EXPGUI 33
Tabela 4 Valores de Rwp e 1205362 obtidos nos refinamentos realizados durante o processo de
moagem mecacircnica 47
Tabela 5 Valores de Chi2 e de Rwp obtidos nos refinamentos realizados durante o
processo de aquecimento 55
Tabela 6 Paracircmetros da ceacutelula unitaacuteria da estrutura Bi12NiO19 58
Tabela 7 Fraccedilotildees das fases apoacutes tratamento teacutermico e DRX in situ a 350 oC 63
8
SUMAacuteRIO
DEDICATOacuteRIA 3
AGRADECIMENTOS 6
RESUMO 3
ABSTRACT 4
LISTA DE FIGURAS 5
LISTA DE TABELAS 7
SUMAacuteRIO 8
1 INTRODUCcedilAtildeO 9
2 FUNDAMENTACcedilAtildeO TEOacuteRICA 12
21 O composto Bi3Ni 12
22 Estruturas Cristalinas 15
23 Siacutentese Mecacircnica 17
24 Difraccedilatildeo de Raios X 21
241 Difratocircmetro 24
25 Meacutetodo de Rietveld 26
251 Iacutendices de avaliaccedilatildeo da qualidade do refinamento 30
252 GSAS-EXPGUI 31
25 Calorimetria Diferencial de Varredura 33
3 PROCEDIMENTOS EXPERIMENTAIS 36
31 Produccedilatildeo da Amostra 36
32 Siacutentese Mecacircnica 36
33 Difraccedilatildeo de Raios X 39
34 Refinamento pelo Meacutetodo de Rietveld 41
35 Tratamento Teacutermico 42
36 Calorimetria Diferencial de Varredura (DSC) 43
4 RESULTADOS E DISCUSSOtildeES 44
41 Evoluccedilatildeo estrutural 44
42 Medidas de DRX in situ 53
43 Calorimetria Diferencial de Varredura (DSC) 59
44 Tratamento teacutermico 62
5 CONCLUSAtildeO 66
6 REFEREcircNCIAS 68
9
1 INTRODUCcedilAtildeO
Os materiais nanoestruturados satildeo definidos como materiais policristalinos de fase
simples ou multifaacutesicos com tamanho de gratildeo na ordem de nanocircmetros tipicamente menores
que 100 nm [1]
O estudo e a pesquisa dos materiais nanoestruturados vem nos uacuteltimos anos
despertando interesse na comunidade cientiacutefica Por causa dessas pequenas dimensotildees esses
materiais satildeo estruturalmente caracterizados por uma grande fraccedilatildeo volumeacutetrica de contornos
de gratildeo ou interfaces os quais podem alterar significativamente uma variedade de
propriedades fiacutesicas e quiacutemicas quando comparadas aos materiais cristalinos convencionais
(normalmente denominados bulk) [2]
Pode-se exemplificar essas mudanccedilas nas propriedades fiacutesicas utilizando-se como
exemplo o comportamento do ouro (Au) que apresenta uma reduccedilatildeo em seu ponto de fusatildeo
quando se encontra na forma nanoestruturada Enquanto que na forma de bulk o ouro possui
ponto de fusatildeo de aproximadamente 1064 degC na forma nanomeacutetrica (com cristais menores
que 5 nm) seu ponto de fusatildeo eacute da ordem de 300 degC [3]
Os materiais nanoestruturados podem ser sintetizados de diversas formas como por
exemplo eletrodeposiccedilatildeo [4] spray pyrolysis [5] sol-gel [6] deposiccedilatildeo de vapor fiacutesico [7]
solidificaccedilatildeo raacutepida [8] siacutentese mecacircnica [9] dentre outros As metodologias e teacutecnicas de
siacutentese podem alterar consideravelmente as propriedades dos compostos resultantes isso se
deve ao fato desses materiais nanoestruturados serem metaestaacuteveis e suas propriedades
dependerem do modo de preparaccedilatildeo da variaccedilatildeo do tempo temperatura pressatildeo Em geral
nos materiais nanoestruturados a componente interfacial ou contornos de gratildeo podem
corresponder a ateacute 50 do volume do material [10]
Neste trabalho utilizou-se a teacutecnica de siacutentese mecacircnica (SM) para produccedilatildeo de um
composto contendo bismuto e niacutequel a qual possibilita a produccedilatildeo de nanoestruturados em
temperaturas proacutexima a ambiente obtenccedilatildeo de ligas com elementos de alto ponto de fusatildeo
aleacutem de promover a deformaccedilatildeo plaacutestica das ceacutelulas unitaacuterias
O bismuto eacute um elemento quiacutemico de siacutembolo Bi com nuacutemero atocircmico (Z) igual a 83
e massa atocircmica igual a 2089 gmol Na temperatura ambiente o bismuto encontra-se no estado
soacutelido possuindo temperatura de fusatildeo de aproximadamente 271degC Eacute um elemento pesado
10
fraacutegil trivalente cristalino de coloraccedilatildeo rosaacutecea que se assemelha quimicamente ao arsecircnio e
ao antimocircnio
Eacute o mais diamagneacutetico de todos os metais e com a condutividade teacutermica mais baixa
entre todos os elementos exceto do mercuacuterio De todos os metais eacute o que menos conduz
corrente eleacutetrica O bismuto possui ceacutelula unitaacuteria romboeacutedrica e grupo espacial R-3m
A Figura 1 ilustra a ceacutelula unitaacuteria do Bi projetada nos eixos a b c e em uma perspectiva que
possibilita uma visualizaccedilatildeo tridimensional do elemento [11]
Figura 1 Projeccedilatildeo dos eixos a b c e em perspectiva respectivamente do Bi (ICSD 64703)
O niacutequel eacute um elemento quiacutemico de siacutembolo Ni nuacutemero atocircmico 28 e de massa
atocircmica 587 gmol Na temperatura ambiente encontra-se no estado soacutelido possuindo
temperatura de fusatildeo de aproximadamente 1455degC Eacute um metal de transiccedilatildeo de coloraccedilatildeo
branco-prateada condutor de eletricidade e calor duacutectil e maleaacutevel sendo bastante resistente
a corrosatildeo A amostra utilizada neste trabalho possui ceacutelula unitaacuteria cuacutebica e grupo espacial
Fm-3m A Figura 2 ilustra a ceacutelula unitaacuteria do Ni projetada no eixo a e em uma perspectiva que
possibilita uma visualizaccedilatildeo tridimensional do elemento [11]
Figura 2 Projeccedilatildeo do eixo a e em perspectiva respectivamente do Ni (ICSD 41508)
11
Este trabalho teve como objetivos sintetizar por moagem mecacircnica o composto de
Bi3Ni nanoestruturado realizar o estudo de suas propriedades estruturais antes e apoacutes os
tratamentos teacutermicos As principais teacutecnicas experimentais usadas nesta dissertaccedilatildeo foram a
difraccedilatildeo de raios X (DRX) para acompanhamento da evoluccedilatildeo estrutural da amostra em funccedilatildeo
do tempo de moagem o refinamento dos paracircmetros estruturais pelo meacutetodo de Rietveld
medidas DSC e de DRX in situ para estudar a estabilidade teacutermica bem como o comportamento
estrutural da amostra em funccedilatildeo da temperatura e um tratamento teacutermico para cristalizar a fase
amorfa presente
12
2 FUNDAMENTACcedilAtildeO TEOacuteRICA
21 O composto Bi3Ni
O composto intermetaacutelico Bi3Ni possui estrutura ortorrocircmbica e grupo espacial Pnma
possuindo um arranjo octaeacutedrico onde os aacutetomos de bismuto formam a matriz e os aacutetomos de
niacutequel formam uma cadeia linear [12]
Na Figura 3 projeta-se a ceacutelula unitaacuteria do Bi3Ni nos eixos a b c respectivamente
Figura 3 Projeccedilatildeo dos eixos a b e c do composto Bi3Ni em verde estaacute representado os aacutetomos de
niacutequel cartatildeo ICSD nordm 391336
Na Figura 4 representa-se o arranjo octaeacutedrico da cadeia de Bi3Ni onde eacute possiacutevel
identificar a cadeia linear formada pelo niacutequel
Figura 4 Representaccedilatildeo em perspectiva do arranjo octaeacutedrico da cadeia de Bi3Ni (ICSD 391336)
13
Relata-se na literatura que os principais meacutetodos para a obtenccedilatildeo do composto Bi3Ni
satildeo eletrodeposiccedilatildeo por meio quiacutemico ou solidificaccedilatildeo raacutepida Trabalhos cientiacuteficos
descreveram que a produccedilatildeo da amostra de Bi3Ni ocorreu por fusatildeo dos compostos Bi e Ni num
forno de resistecircncia a 1100 degC durante 3 dias [13]
O composto intermetaacutelico Bi3Ni apresenta supercondutividade a temperatura criacutetica de
41 K e embora essa caracteriacutestica seja conhecida desde 1951 escassos trabalhos tinham sido
publicados ateacute o iniacutecio do seacuteculo XXI As pesquisas no campo da supercondutividade tecircm
produzido a cada dia compostos com maiores temperaturas criticas (Tc) tal fato tem ajudado
os pesquisadores a desvendar os misteacuterios envolvendo a supercondutividade a Tc maiores que
40K [1415]
Novos trabalhos envolvendo as propriedades supercondutoras do Bi3Ni voltaram a ser
objeto de estudo especialmente apoacutes a constataccedilatildeo que alguns materiais quando submetidos a
pressatildeo tem sua temperatura criacutetica aumentada ligas contendo Fe na base de oxypnictides
(classe de material que inclui o oxigecircnio ao 15deg grupo da tabela perioacutedica grupo do nitrogecircnio)
apresentaram Tc de 43 K tal elevaccedilatildeo foi tambeacutem constatada com a substituiccedilatildeo de alguns
elementos na composiccedilatildeo das ligas obtendo-se Tc de 55K (SmFeAsO1-xFx) [16]
Recentemente um composto que contem CeNi08Bi2 passou a ser estudado como
componente na formaccedilatildeo de compostos do grupo de oxypnictides Estudos com espectroscopia
de tunelamento revelaram que o Bi3Ni eacute um supercondutor fortemente ligado [17]
A supercondutividade e o ferromagnetismo dois estados fundamentais da mateacuteria
condensada observam-se como sendo altamente competitivos em quase todos os materiais
Interaccedilotildees predominantemente ferromagneacuteticas destroem a supercondutividade por criarem
uma transiccedilatildeo de fase reentrante como observado nos compostos ErRh4B4 HoMo6S8 Soacute
muitos poucos compostos que foram identificados ateacute agora mostram uma coexistecircncia destes
estados fundamentais concorrentes Dentro desse escasso grupo encontra-se o Bi3Ni
nanoestruturado no qual comprovou-se a coexistecircncia de supercondutividade e
ferromagnetismo [1819]
As propriedades termodinacircmicas do composto Bi-Ni continuam sendo alvo de estudos
Recentemente diversos trabalhos sobre esse tema foram publicados [2021] Esses trabalhos
descrevem a construccedilatildeo de diagramas de fases do Bismuto com os elementos metaacutelicos Fe Cr
e Ni de onde constata-se que a mostra com Fe e Cr tecircm leve solubilidade no Bi Para
14
temperaturas menores que 920 degC a solubilidade de Fe e Cr em Bi(Liacutequido) eacute menor que 10-3 em
at Por sua vez o niacutequel dissolve-se prontamente em Bi(L) O niacutequel eacute o uacutenico componente de
accedilo inoxidaacutevel que faz compostos intermetaacutelicos com Bi [12]
Pesquisas apontam para outras propriedades e aplicaccedilotildees de ligas ternaacuterias contendo os
elementos Bi e Ni A liga BiInNi contendo diversas proporccedilotildees estequiomeacutetricas foi estudada
sob a oacutetica de um possiacutevel potencial desse material como semicondutor [21]
Outra aplicaccedilatildeo recente utilizando o composto de bismuto e niacutequel vem despertando o
interesse tecnoloacutegico Sabe-se que esforccedilos crescentes tecircm sido realizados na busca por soldas
livres de chumbo adequadas devido agrave influecircncia prejudicial do chumbo ao ambiente e a sauacutede
humana As ligas agrave base de Sn com diferentes aditivos como Ag Bi Cu In Sb e Zn satildeo
potenciais candidatos como soldas livres de chumbo As ligas Sn-Bi com baixo ponto de fusatildeo
satildeo desenvolvidas para soldar os componentes sensiacuteveis agrave elevadas temperaturas [22]
Na Figura 5 apresenta-se o diagrama de fases do sistema Bi-Ni [23] Verifica-se que a
temperatura de fusatildeo do composto Bi3Ni em funccedilatildeo da maior quantidade de bismuto eacute menor
que a do composto BiNi
Figura 5 Diagrama de Fases Bi-Ni [23]
15
22 Estruturas Cristalinas
A estrutura dos materiais soacutelidos eacute resultado da natureza de suas ligaccedilotildees quiacutemicas a
qual define a distribuiccedilatildeo espacial de seus aacutetomos iacuteons ou moleacuteculas Parte dos materiais
comumente aplicados na engenharia exibe um arranjo geomeacutetrico de seus aacutetomos bem definido
constituindo assim uma estrutura cristalina Os materiais cristalinos independentemente do tipo
de ligaccedilatildeo que possuem satildeo aqueles que apresentam estrutura atocircmica tridimensional perioacutedica
de longo alcance
A partir da definiccedilatildeo de estrutura cristalina como sendo um conjunto de posiccedilotildees
atocircmicas iocircnicas ou moleculares repetitivas pode-se descrever o cristal partindo-se de uma
estrutura baacutesica que se repete ao longo de toda estrutura Essa estrutura denominada ceacutelula
unitaacuteria pode ser definida como a menor porccedilatildeo do cristal que ainda conserva as propriedades
originais dele Para definir a ceacutelula unitaacuteria adota-se valores especiacuteficos que satildeo associados agraves
unidades de medidas dos eixos de referecircncia e aos acircngulos entre esses eixos definidos como
paracircmetros de rede
Define-se entatildeo os sistemas cristalinos que incluem todas as possiacuteveis geometrias de
divisatildeo do espaccedilo por superfiacutecies planas continuas Soacute existem 7 tipos de sistemas cristalinos
que preenchem totalmente o espaccedilo Entretanto os sistemas cristalinos satildeo apenas entidades
geomeacutetricas Quando ldquocoloca-serdquo aacutetomos dentro desses sistemas formam-se redes
cristalinas[24]
Em 1848 o francecircs August Bravais demonstrou ser possiacutevel geometricamente a
construccedilatildeo de 14 tipos de ceacutelulas unitaacuterias isto eacute todas as redes cristalinas possiacuteveis podem
ser geradas por 14 tipos de ceacutelulas Essas redes satildeo chamadas redes de Bravais
Na Figura 6 pode-se identificar os 7 tipos de sistemas cristalinos (cuacutebico tetragonal
ortorrocircmbico romboeacutedrico monocliacutenico hexagonal e tricliacutenico) e as configuraccedilotildees possiacuteveis
para esses sistemas formando as 14 redes de Bravais [24]
16
Figura 6 As 14 redes de Bravais [24]
Os cristais podem ser classificados segundo os grupos pontuais de operaccedilotildees de simetria
que une suas faces Os grupos pontuais ou classes cristalinas representam a simetria ou
combinaccedilotildees de simetria que levam a um padratildeo de repeticcedilatildeo distinto Toda e qualquer
moleacutecula pode ser classificada em um dos 32 grupos pontuais possiacuteveis
Os 32 grupos pontuais possiacuteveis satildeo formados pelos 10 elementos baacutesicos de simetria e
mais 22 combinaccedilotildees entre estes Apenas 22 combinaccedilotildees satildeo possiacuteveis pois muitas levam a
repeticcedilotildees de simetria e outras satildeo incompatiacuteveis com a simetria cristalina ou seja os elementos
de simetria natildeo podem ser combinados arbitrariamente [24]
17
Uma vez que as operaccedilotildees de simetria de cada um dos 32 grupos pontuais
cristalograacuteficos satildeo aplicadas as 14 redes de Bravais tem-se 230 grupos espaciais que
descrevem de maneira uniacutevoca todo o arranjo de objetos idecircnticos dispostos num reticulo
perioacutedico infinito
23 Siacutentese Mecacircnica
Do ponto de vista termodinacircmico um cristal perfeito (um soacutelido livre de defeitos
estruturais fora do equiliacutebrio) eacute o soacutelido que apresenta a menor energia livre de Gibbs e suas
propriedades fiacutesicas satildeo bem determinadas Poreacutem na natureza eacute difiacutecil encontrar cristais livres
de defeitos Esses somente satildeo sintetizados em laboratoacuterios sob condiccedilotildees extremamente
controladas Eacute conhecido que as propriedades fiacutesicas de cristais possuindo defeitos apresentam
desvios em relaccedilatildeo agraves medidas para os cristais perfeitos Esses desvios satildeo tatildeo maiores quanto
maior for a concentraccedilatildeo de defeitos Uma variaccedilatildeo tambeacutem eacute verificada na energia livre de
Gibbs pois sabe-se que centros de defeitos armazenam energia em soacutelidos [2]
A siacutentese mecacircnica (SM) eacute uma teacutecnica de moagem de um mono poacute ou de uma mistura
de dois ou mais poacutes de um composto Eacute comum encontrar na literatura outro termo utilizado
para designar o tratamento de partiacuteculas em poacute no moinho de alta energia Normalmente
associa-se o termo siacutentese mecacircnica ou Mechanical Alloying (MA) ao processo no qual a
mistura de poacutes eacute moiacuteda em conjunto onde a transferecircncia de material que estaacute envolvida tem o
objetivo de se obter uma liga homogecircnea Por outro lado a moagem de poacutes tais como metais
puros onde a transferecircncia de material natildeo eacute necessaacuteria para a homogeneizaccedilatildeo denomina-se
simplesmente moagem mecacircnica ou Mechanical Milling (MM) [9]
De maneira praacutetica pode-se descrever o processo de siacutentese mecacircnica como a
colocaccedilatildeo da amostra no recipiente especiacutefico (normalmente chamado de jarro de moagem)
juntamente com esferas (preferencialmente do mesmo material que o recipiente) a realizaccedilatildeo
da selagem do recipiente para alguns materiais com o intuito de evitar a oxidaccedilatildeo ou ateacute
mesmo contaminaccedilatildeo realiza-se esse procedimento em um ambiente fechado (glove box) com
um gaacutes inerte e finalizando o processo tem-se a fixaccedilatildeo do recipiente no moinho e o iniacutecio do
processo de moagem [9]
18
Pode-se dividir fisicamente o processo de siacutentese mecacircnica de materiais em 4 estaacutegios
bem distintos [25]
I - Estaacutegio inicial as partiacuteculas satildeo deformadas plasticamente assumindo uma forma achatada
A ductilidade do material e energia fornecida no processo de moagem refletem diretamente na
intensidade dessa alteraccedilatildeo O acreacutescimo da aacuterea de superfiacutecie aumenta progressivamente a
probabilidade de soldagem a frio dessas partiacuteculas gerando um aumento do tamanho meacutedio da
partiacutecula
II ndash Segundo Estaacutegio as partiacuteculas satildeo soldadas a frio e requebradas favorecendo a formaccedilatildeo
de um poacute muito fino Eacute neste estaacutegio que ocorre tambeacutem a formaccedilatildeo de partiacuteculas compostas
denominadas de agregados Com o acuacutemulo de deformaccedilatildeo plaacutestica haacute um aumento do
encruamento e da resistecircncia mecacircnica das partiacuteculas Essa situaccedilatildeo aumenta a probabilidade
de fratura das partiacuteculas ou agregados
III ndash Terceiro Estaacutegio nesta fase um certo ldquoequiliacutebriordquo entre os processos de fratura e de
soldagem a frio eacute alcanccedilado Observa-se tambeacutem que as partiacuteculas alcanccedilam um tamanho fixo
Entretanto a energia livre de Gibbs continua a aumentar ateacute alcanccedilar uma saturaccedilatildeo
IV ndash Quarto Estagio eacute caracterizado pelo refinamento da microestrutura desses agregados
Na Figura 7 estatildeo ilustrados os quatro estaacutegios do processo de Siacutentese Mecacircnica
Figura 7 Representaccedilatildeo das fases presentes no processo de SM [25]
19
Eacute bem conhecido que a natureza procura estados fiacutesicos com a menor variaccedilatildeo da
energia livre de Gibbs Assim as substacircncias sob moagem mecacircnica podem ser transformadas
em novas substacircncias ou mudarem de fases cristalograacuteficas visando alcanccedilar esses estados de
menor energia Sabe-se que tais mudanccedilas envolvem determinados mecanismos fiacutesicos como
por exemplo difusatildeo atocircmica atraveacutes de contornos de gratildeos Os mecanismos fiacutesicos envolvidos
no processo SM ainda natildeo satildeo completamente entendidos [9]
Do ponto de vista estrutural cada poacute constituindo a mistura pode ser visto como sendo
formado por duas componentes uma cristalina que eacute sua estrutura cristalograacutefica original e
outra formada pelos centros de defeitos que eacute chamada de componente interfacial Em geral
nos materiais nanoestruturados a componente interfacial ou contornos de gratildeo podem
corresponder a ateacute 50 do volume do material [10]
A Figura 8 ilustra esquematicamente os cristalitos formado por ciacuterculos pretos e o
contorno de gratildeo por ciacuterculos brancos
Figura 8 Modelo de um material nanomeacutetrico Os ciacuterculos pretos e brancos representam
respectivamente a componente cristalina e a interfacial [10]
Embora a sistemaacutetica de preparaccedilatildeo e execuccedilatildeo da SM pareccedila ser simples o processo
possui diversas variaacuteveis que satildeo determinantes na qualidade e nas caracteriacutesticas do produto
final
A dimensatildeo das esferas utilizadas no processo interfere na eficiecircncia de moagem
Esferas grandes otimizam o processo desde que associadas a uma velocidade que permita a
20
transferecircncia da energia de impacto as partiacuteculas do poacute Aleacutem da dimensatildeo a massa das esferas
tambeacutem influencia no resultado final
A BPR (ball-to-powder weight ratio) ou razatildeo entre a massa das esferas e a massa do
poacute possui um efeito significante no tempo necessaacuterio para alcanccedilar uma fase particular na
amostra que estaacute sendo moiacuteda A BPR eacute inversamente proporcional ao tempo exigido na
moagem os valores de BPR podem variar de 11 ateacute valores de 220 1 Contudo BPR muito
grande pode gerar reaccedilotildees indesejaacuteveis como aumento na geraccedilatildeo de calor o que afetaria a
constituiccedilatildeo do poacute [2627]
A velocidade de rotaccedilatildeo do moinho estaacute diretamente associada agrave energia aplicada
atraveacutes de colisotildees das esferas com a amostra assim como na temperatura de processo da SM
Cada moinho possui uma velocidade criacutetica que define a otimizaccedilatildeo do desempenho do
processo Dessa forma deve-se analisar o quanto pode ser vantajoso ou prejudicial uma
temperatura elevada durante o processo da SM
Em alguns casos onde a difusatildeo eacute exigida para promover a homogeneizaccedilatildeo eou fusatildeo
do poacute pode ser vantajosa a elevaccedilatildeo da temperatura Poreacutem em outros casos o aumento da
temperatura pode acelerar o processo de transformaccedilatildeo e resultar na decomposiccedilatildeo de soluccedilotildees
soacutelidas supersaturadas ou outras fases metaestaacuteveis formadas durante a moagem tornando-se
uma desvantagem [26 27]
O paracircmetro mais importante para otimizaccedilatildeo do processo de siacutentese mecacircnica eacute a
determinaccedilatildeo do tempo de execuccedilatildeo Normalmente o tempo de moagem eacute escolhido com o
propoacutesito de conseguir um estado intermediaacuterio entre os estados de fratura e a fusatildeo a frio das
partiacuteculas do poacute A determinaccedilatildeo do tempo seraacute feita com base em vaacuterios paracircmetros como os
anteriormente mencionados Por isso eacute importante considerar que o niacutevel de contaminaccedilatildeo
pode aumentar e algumas fases indesejaacuteveis podem ser formadas quando o poacute eacute moiacutedo por
tempos maiores que o necessaacuterio [27]
A descriccedilatildeo das variaacuteveis adotadas durante o processo de SM eacute fundamental para
garantir a reprodutibilidade bem como para o estudo das influencias que cada paracircmetro pode
exercer sobre as caracteriacutesticas da amostra apoacutes o termino do processo [282930]
Assim apresenta-se na tabela 1 os principais paracircmetros relacionados a
reprodutibilidade do processo de siacutentese mecacircnica
21
Tabela 1 Principais variaacuteveis envolvidas no processo de siacutentese mecacircnica
24 Difraccedilatildeo de Raios X
A difraccedilatildeo de Raios X (DRX) eacute uma teacutecnica poderosa utilizada principalmente quando
se deseja realizar a caracterizaccedilatildeo estrutural de materiais Entretanto sua aplicaccedilatildeo eacute bem mais
ampla e versaacutetil sendo utilizada tambeacutem em aacutereas como a fiacutesica quiacutemica geologia
biotecnologia
Os raios X possuem energia suficiente para penetrarem nos soacutelidos e dessa forma se
mostram apropriados para investigarem estruturas internas Pode-se gerar raios X em
laboratoacuterio tanto pela desaceleraccedilatildeo dos eleacutetrons num alvo metaacutelico quanto pela excitaccedilatildeo dos
eleacutetrons dos aacutetomos alvo O primeiro processo fornece um espectro continuo e largo o segundo
fornece linhas acentuadas no espectro O meacutetodo normalmente utilizado nos equipamentos de
laboratoacuterio consiste em gerar os raios X fazendo com que um eleacutetron de alta energia gerado no
caacutetodo do tubo catoacutedico colida com um alvo metaacutelico acircnodo [31]
O feixe de raios X possui comprimento de onda (λ) caracteriacutestico que varia de acordo
com o material do acircnodo Para aplicaccedilotildees em cristalografia os comprimentos de onda mais
utilizados variam de 05 a 25 Ǻ Tal fato se justifica em virtude da proximidade desses valores
as menores distancias interatocircmicas observadas em materiais orgacircnicos e inorgacircnicos
PARAcircMETROS ENVOLVIDOS NO PROCESSO
1 Tipo de moinho usado
2 Tipo e material dos recipientes de moagem
3 Velocidade de moagem
4 Tempo de moagem
5 A BPR
6 Atmosfera de moagem
7 Agentes de controle de processo
8 Temperatura de moagem
22
O processo fiacutesico de espalhamento de difraccedilatildeo de raios X eacute o espalhamento elaacutestico dos
foacutetons pelos aacutetomos do material analisado que estatildeo dispostos na rede cristalina O
espalhamento ocorre quando o feixe de raios X atinge as nuvens eletrocircnicas que formam os
planos de um soacutelido cristalino em um determinado acircngulo onde uma porccedilatildeo da radiaccedilatildeo eacute
espalhada pela camada de aacutetomos superficiais e a outra parte do feixe natildeo espalhada penetra
na segunda camada de aacutetomos onde outra fraccedilatildeo eacute espalhada e o restante passa para terceira
camada e assim sucessivamente [3132] Pode-se observar uma representaccedilatildeo desse fenocircmeno
na Figura 9
Figura 9 Representaccedilatildeo geomeacutetrica da Lei de Bragg [28]
A teoria baacutesica que define o estudo de materiais cristalinos por difraccedilatildeo de raios X
baseia-se no princiacutepio de que as distribuiccedilotildees espaciais dos eleacutetrons no material definem
diferentes planos atocircmicos portanto esses planos atocircmicos espalham os raios X ndash vistos como
ondas ndash causando interferecircncia construtiva e destrutiva que se manifestam no padratildeo de raios
X como maacuteximos e miacutenimos respectivamente [33]
A ocorrecircncia de maacuteximos e miacutenimos pode ser explicada utilizando-se a Lei de Bragg
Utilizando o auxiacutelio geomeacutetrico da Figura 9 pode-se verificar que o caminho oacutetico percorrido
pelos raios X incidentes no primeiro plano do material eacute diferente do caminho percorrido pelos
feixes refratados no segundo plano A diferenccedila de caminho (δ) pode ser descrita como
δ = 2dhkl119904119890119899120579 (1)
Essa diferenccedila de percurso gera uma diferenccedila de fase (∆120593) entre as ondas refletidas que pode
ser expressa por
23
∆120593 = 2120587 δλfrasl (2)
onde λ eacute o comprimento de onda do feixe de raios X incidente Para um cristal perfeito e infinito
haveraacute interferecircncia construtiva somente quando δ = nλ onde n eacute um nuacutemero inteiro
Dessa forma a condiccedilatildeo para ocorrecircncia de interferecircncia construtiva pode ser expressa como
2119889ℎ119896119897119904119890119899120579 = 119899 λ (3)
Essa relaccedilatildeo eacute conhecia como a Lei de Bragg
Desse modo se o cristal for rotacionado cada conjunto de planos iraacute difratar a radiaccedilatildeo
quando o valor de 2dsenθ satisfizer a equaccedilatildeo Assim os dados de difraccedilatildeo satildeo coletados para
o cristal como um todo O arranjo de feixes difratados considerados em conjunto eacute
denominado padratildeo de difraccedilatildeo de cristal Se o material analisado estiver na forma de um poacute
de pequenos cristalitos aleatoriamente arranjados cada cristalito iraacute produzir seu proacuteprio padratildeo
de difraccedilatildeo [34]
Um ponto importante a ser considerado eacute que a intensidade determinada
experimentalmente definida como a intensidade total de cada difraccedilatildeo e que corresponde as
aacutereas delimitadas pelas respectivas curvas eacute maior que a prevista pela Lei de Bragg Tal
diferenccedila entre o padratildeo real e o previsto por Bragg reside no fato de o cristal natildeo ser perfeito
e nem infinito aleacutem dos feixes de raios X natildeo serem totalmente monocromaacuteticos e a radiaccedilatildeo
incidente natildeo corresponder a feixes perfeitamente paralelos Por tudo isso ao se observar um
padratildeo de raios X verifica-se que os picos possuem a forma de uma funccedilatildeo Gaussiana e natildeo a
de uma funccedilatildeo delta como previsto pela lei de Bragg Assim para valores ligeiramente
diferentes dos acircngulos de Bragg ocorreraacute tambeacutem difraccedilatildeo [35]
Se o material analisado for um liacutequido ou um soacutelido natildeo cristalino (amorfo) o padratildeo
obtido se caracteriza por uma quase completa ausecircncia de periodicidade uma certa ordem
apenas a pequenas distacircncias (de curto alcance) e uma preferecircncia estatiacutestica para uma distacircncia
interatocircmica particular Como consequecircncia os padrotildees tendem a possuir apenas um ou dois
picos alargados
Na Figura 10 ilustra-se as diferenccedilas tiacutepicas observadas nos padrotildees de difraccedilatildeo para
amostras de um cristal perfeito (A) um cristal real (B) e um liquido ou material amorfo (C)
24
Figura 10 Padratildeo de difraccedilatildeo para Cristal perfeito cristal real e liquido ou amorfo respectivamente
O estudo da direccedilatildeo e da intensidade do feixe difratado eacute importante pois permite obter
conclusotildees sobre o fator de estrutura de materiais cristalinos e de materiais amorfos As
intensidades relativas da difraccedilatildeo de estruturas cristalinas dependem do conteuacutedo da ceacutelula
unitaacuteria quanto ao nuacutemeros de eleacutetrons nos aacutetomos posiccedilotildees atocircmicas e da distribuiccedilatildeo
eletrocircnica nos aacutetomos Tem-se entatildeo o fator de estrutura que estaacute diretamente relacionado com
a intensidade das ondas espalhadas no fenocircmeno de difraccedilatildeo em materiais
241 Difratocircmetro
O difratocircmetro eacute constituiacutedo basicamente por um tubo de raios X um porta amostra
onde se incide a radiaccedilatildeo e um detector moacutevel Nos equipamentos modernos a geometria de
Bragg-Brentano se manteacutem com a diferenccedila de que a amostra permanece na posiccedilatildeo horizontal
podendo se movimentar apenas quando se utiliza um sistema de rotaccedilatildeo horizontal sobre o eixo
da amostra Nessa geometria um feixe de radiaccedilatildeo monocromaacutetica incide na amostra em forma
de poacute rotacionada de um acircngulo θ enquanto os dados satildeo coletados por um detector que se
move de 2θ [3637]
Uma representaccedilatildeo esquemaacutetica do funcionamento de um difratocircmetro pode ser vista
na Figura 11 Neste esquema verifica-se que o feixe de Raios X gerado pela fonte (A) sai do
tubo passando pela janela de beriacutelio em forma de uma linha O mesmo passa pela fenda soller
de placas paralelas passando em seguida pela fenda divergente e pela maacutescara que controlam
25
a aacuterea dos Raios X que incidem sobre a amostra (B) O feixe difratado passa pelas fendas anti-
espalhamento de recebimento e soller incidindo no detector (C) apoacutes passar por um
monocromador [353637]
Figura 11 Representaccedilatildeo esquemaacutetica de um Difratocircmetro [35]
As fendas soller tecircm como funccedilatildeo diminuir a divergecircncia axial de um feixe de raios X
A fenda divergente eacute utilizada para limitar a divergecircncia lateral do feixe de raios X de modo
que a superfiacutecie da amostra receba o maacuteximo possiacutevel da radiaccedilatildeo e ao mesmo tempo a
irradiaccedilatildeo do porta amostra seja evitada A maacutescara tem a funccedilatildeo de limitar a aacuterea linear
iluminada sobre a amostra [3839]
O feixe difratado eacute normalmente expresso atraveacutes de picos que se destacam do
background (ou linha de base) registrados num difratograma de intensidade versus o acircngulo
2θ As intensidades obtidas em acircngulos 2θ representadas atraveacutes dos picos nos difratogramas
correspondem agrave difraccedilatildeo do feixe incidente por um determinado conjunto de planos do cristal
que possuem mesma distacircncia interplanar cada qual com iacutendices de Miller hkl (reflexotildees hkl)
A intensidade a posiccedilatildeo angular (2θ) ou distacircncia interplanar (d) e o perfil satildeo as informaccedilotildees
obtidas de cada pico Cada composto cristalino apresenta um padratildeo difratomeacutetrico
caracteriacutestico permitindo sua identificaccedilatildeo atraveacutes das posiccedilotildees angulares e intensidades
relativas dos picos difratados [3639]
Na tabela 2 apresentam-se alguns fatores instrumentais e seus efeitos sobre as posiccedilotildees
forma e larguras dos picos de difraccedilatildeo [414243]
26
Tabela 2 Relaccedilatildeo entre os fatores instrumentais e os efeitos sobre os picos de DRX
25 Meacutetodo de Rietveld
O fiacutesico holandecircs Hugo M Rietveld desenvolveu em 1969 um meacutetodo para refinar
estruturas cristalinas a partir de modelos teoacutericos e de padrotildees de raios X (DRX) ou de necircutrons
[44 45]
O modelo matemaacutetico utilizado no Meacutetodo de Rietveld (MR) refina os perfis teoacutericos
dos picos de difraccedilatildeo de forma que estes perfis se aproximem dos perfis medidos O refinamento
possibilita determinar as propriedades cristalograacuteficas do material analisado como por
exemplo orientaccedilotildees preferenciais (textura) em alguns casos o tamanho meacutedio e a
microdeformaccedilatildeo de cristalitos e as dimensotildees da cela unitaacuteria [44]
Para executar o refinamento de estruturas o MR faz comparaccedilotildees do perfil real de uma
amostra (o observado ou experimental) com espectros teoacutericos calculados a partir de misturas
hipoteacuteticas de fases (o calculado) Compara-se pontualmente os valores obtidos atraveacutes da
diferenccedila entre as intensidades
Os valores satildeo ajustados utilizando-se o meacutetodo dos miacutenimos quadrados ateacute se
conseguir a melhor concordacircncia possiacutevel do padratildeo experimental com o calculado [46]
A diferenccedila entre as intensidades isto eacute a quantidade minimizada no refinamento eacute dada
pela seguinte expressatildeo
Sy = sum 120596119894(119910119894 minus 119910119888119894)2
119894 (4)
FATOR INSTRUMENTAL EFEITO SOBRE O PICO
Alinhamento e colimaccedilatildeo do feixe Afeta na largura e simetria dos picos
Excentricidade da amostra Influecircncia a largura e posiccedilatildeo dos picos
Planaridade da superfiacutecie da
amostra Produz assimetria dos picos em baixos acircngulos
Absorccedilatildeotransparecircncia da amostra Causa deslocamento dos picos alargamento e assimetria
principalmente em amostras com coeficientes de absorccedilatildeo
Tamanho das partiacuteculas e micro
deformaccedilatildeo da rede Causa variaccedilatildeo na largura e forma dos picos
27
Onde 120596119894 representa a intensidade observada no i-eacutesimo ponto (sendo expresso por 120596119894 =
1 119910119894frasl ) e 119910119894 representa a intensidade observada e 119910119888119894 a intensidade calculada [46]
As medidas precisas de intensidades dadas em intervalos de 2θ o incremento de 2θ
constante um modelo inicial proacuteximo a estrutura real da amostra satildeo alguns requisitos que
devem ser analisados antes de se iniciar o refinamento
Deve-se ficar claro que o MR natildeo se trata de um software os programas satildeo utilizados
para realizar os caacutelculos matemaacuteticos requeridos pelo meacutetodo Existem diversos programas
computacionais que usam o MR dentre eles o pacote de programas GSAS (General Structure
Analysis System) [47] e o EXPGUI [48]
Para se descrever o formato dos picos de DRX de materiais nanoestruturados
recomenda-se utilizar a funccedilatildeo perfil pseudo-Voigt de Thompson-Cox-Hasting modificada
(funccedilatildeo de perfil CW 4 no pacote GSAS [47]) que considera o modelo anisotroacutepico de Stephens
e efeitos de textura [4950]
Nesta funccedilatildeo de perfil a largura a meia altura (FWHM) das partes gaussiana (ΓG) e
Lorentziana (ΓL) eacute expressa da seguinte forma
Γ119866 = [(119880 + (1 minus 120578)2119889ℎ1198961198974 Γ119878
2(ℎ119896119897))1199051198861198992120579 + 119881119905119886119899120579 + 119882 +119875
1198881199001199042120579]
12
(5)
e
Γ119871 = 120578119889ℎ1198961198972 Γ119878(ℎ119896119897) 119905119886119899120579 +
119883+119883119890119888119900119904120601
119888119900119904120579 (6)
Onde dhkl eacute a distacircncia entre os planos da rede e θ eacute o acircngulo de Bragg Na parte gaussiana os
paracircmetros V e W dependem dos instrumentos Os paracircmetros P e o termo X + Xecosφ
descrevem respectivamente as contribuiccedilotildees Gaussianas e Lorentzianas para o tamanho de
cristalito Os paracircmetros P e X correspondem ao tamanho de cristalito isotroacutepico enquanto Xe
expressa efeitos de tamanho de cristalito anisotroacutepicos φ eacute o acircngulo entre o vector de reflexatildeo
e o seu respectivo eixo de ampliaccedilatildeo
O paracircmetro de tensatildeo isotroacutepica U e o paracircmetro de tensatildeo anisotroacutepica ΓS (hkl)
expressam o alargamento de pico causado por deformaccedilotildees na rede cristalina ΓS (hkl) eacute uma
28
funccedilatildeo do alargamento (hkl) e depende da simetria de cristal [4950] O paracircmetro η eacute um
coeficiente de mistura que determina as contribuiccedilotildees do alargamento gaussiano (η = 0) e
Lorentziano (η = 1)
O tamanho de cristalito aparente pode ser determinado pela formula de Scherrer
Considerando o refinamento de todos esses paracircmetros para ajustar as larguras de linha e
assumindo que a contribuiccedilatildeo da distribuiccedilatildeo de tamanho de cristalitos eacute anisotroacutepica isto eacute
fazendo P = 0 na equaccedilatildeo 5 pode-se calcular o tamanho de cristalito (lang119889rang) pela seguinte foacutermula
[52]
lang119889rang =(18000119870120582)
119871119909120587 (7)
Considerando tambeacutem que as microtensotildees satildeo isotroacutepicas e fazendo ΓS (hkl) =0 na
equaccedilatildeo 6 pode-se calcular seu percentual pela foacutermula contida no Manual do GSAS [52]
assim a microdeformaccedilatildeo (ε) pode ser expressa por
120576 =120587
18000radic(81198971198992)(119866119880 minus 119866119880119900)100 (8)
Onde GUo eacute o valor previamente obtido do material padratildeo utilizado na calibraccedilatildeo do
equipamento Os valores obtidos para a amostra padratildeo satildeo considerados como iniciais para
paracircmetros ajustaacuteveis e mantidos fixos para os demais durante o ajuste de difratogramas de
amostras em estudo [53]
Durante o refinamento pelo meacutetodo de Rietveld um conjunto de paracircmetros varaacuteveis eacute
calculado e refinado em relaccedilatildeo aos dados digitalizados do difratograma abaixo apresenta-se
um breve detalhamento desses paracircmetros [414243]
29
1- Fator de escala corresponde agrave correccedilatildeo de proporcionalidade entre o padratildeo
difratomeacutetrico calculado e o observado
2- Linha de base (background) eacute corrigida a partir de dados coletados no proacuteprio
difratograma e da interpolaccedilatildeo entre estes pontos Eacute importante conhecer o
comportamento da linha de base jaacute que esta fornece informaccedilotildees a respeito da presenccedila
de fases amorfas na amostra e pode ser incluiacuteda em uma rotina de quantificaccedilatildeo das
fases envolvidas
3- Perfil de pico conjunto de funccedilotildees analiacuteticas em que se modelam efeitos relacionados
ao perfil Algumas equaccedilotildees analiacuteticas satildeo propostas para corrigir estes efeitos como
as equaccedilotildees Gaussiana Lorentziana e de assimetria
4- Paracircmetros da ceacutelula Podem ser corrigidos pela Lei de Bragg (nλ=2dsenθ) onde o
espaccedilamento d estaacute relacionado aos iacutendices de Miller e portanto aos paracircmetros de
ceacutelula (a b c α β γ) A indexaccedilatildeo dos picos eacute feita levando-se em conta os paracircmetros
da ceacutelula e a intensidade calculada o que mostra certa vantagem em relaccedilatildeo a teacutecnicas
convencionais pois todos os paracircmetros que influenciam na discrepacircncia dos valores
de d satildeo refinados conjuntamente com os das intensidades
5- Fator de estrutura os paracircmetros variaacuteveis deste fator satildeo posiccedilotildees atocircmicas fatores
de temperatura isotroacutepicos ou anisotroacutepicos e o nuacutemero de ocupaccedilatildeo
6- Deslocamento paracircmetros de correccedilatildeo dos deslocamentos devido agrave fuga do ponto focal
da oacuteptica do difratocircmetro
7- Orientaccedilatildeo preferencial correccedilatildeo de problemas gerados na preparaccedilatildeo de amostra
Trabalhos da literatura mostram que a reduccedilatildeo computacional da orientaccedilatildeo preferencial
tem eficiecircncia limitada daiacute a preocupaccedilatildeo em controlar este efeito durante a preparaccedilatildeo
da amostra
30
251 Iacutendices de avaliaccedilatildeo da qualidade do refinamento
A qualidade do refinamento deve ser verificada atraveacutes de indicadores estatiacutesticos
numeacutericos que satildeo utilizados durante o processo iterativo (caacutelculos) e apoacutes o teacutermino deste
para aferir se o refinamento estaacute se procedendo de modo satisfatoacuterio [46]
Os refinamentos realizados no software GSAS [47] devem ser acompanhados no que
diz respeito a convergecircncia ao miacutenimo global por iacutendices de confiabilidade para julgar a
qualidade dos mesmos dentre eles o Rwp (R ponderado) e o 1205362 chamado de ldquogoodnees of fit
os quais estatildeo relacionados com o perfil do difratograma [46]
O Rwp eacute expresso por
119877119908119901 = ( radicsum 120596119894(119910119894minus 119910119888119894)2
119894
sum 120596119894(119910119894)2119894
) 119909 100 (9)
O denominador do Rwp eacute a funccedilatildeo de minimizaccedilatildeo (equaccedilatildeo 4) Esse eacute o iacutendice que deve
ser analisado para verificar se o refinamento estaacute convergindo Se o valor de Rwp estaacute
diminuindo entatildeo o refinamento estaacute sendo bem-sucedido Bons refinamentos fornecem
valores de Rwp da ordem de 2 a 10 tipicamente se encontram entre 10 e 20 [46]
O Rexp eacute o valor estatisticamente esperado sendo expresso conforme [54]
119877119890119909119901 = [(119873minus119875)
sum 119908119894(119910119894(119900119887119904))sup2]
12frasl
(10)
Por sua vez o 1205362 eacute definido como
1205942 = 119877119908119901
119877119890119909119901 (11)
Trata-se de um iacutendice frequentemente utilizado estando relacionado agrave qualidade do
ajuste entre o difratograma calculado e o observado Espera-se que seu valor seja equivalente a
10 em um refinamento perfeito sendo que na praacutetica valores em torno de 50 caracterizam
refinamentos otimizados [43] O Rexp utilizado para se determinar o valor de 1205362 eacute o valor
estatisticamente esperado para o Rwp
31
252 GSAS-EXPGUI
O diagrama de blocos da Figura 12 descreve os procedimentos a serem seguidos para se
iniciar um refinamento no software EXPGUI [48]
Figura 12 Diagrama de blocos com ordem dos procedimentos para iniacutecio do refinamento no EXPGUI
Iniciar o programa
Adicionar as fases
Inserir o Difratograma Experimental
Inserir o arquivo PRM
Escolha da funccedilatildeo de background
powpref
genles
Abertura do programa com criaccedilatildeo de um novo arquivo referente ao
refinamento que seraacute iniciado
A adiccedilatildeo das fases presentes na amostra normalmente utiliza-se arquivos
com as informaccedilotildees cristalograacuteficas com a extensatildeo cif
Insere-se o arquivo contendo o difratograma experimental (com a extensatildeo
gsas)
Inserir o PRM O arquivo PRM conteacutem informaccedilotildees instrumentais do
difratocircmetro utilizado como por exemplo o nome do difratocircmetro o
comprimento de onda da radiaccedilatildeo utilizada a polarizaccedilatildeo e os paracircmetros de
perfil relacionados ao alargamento instrumental
O passo seguinte eacute a escolha da funccedilatildeo de background e o nuacutemero de termos
que se iraacute utilizar O programa dispotildee de 8 tipos de funccedilotildees background Na
sequecircncia deve-se escolher a funccedilatildeo de perfil que iraacute modelar os picos de
difraccedilatildeo O GSAS possui cinco funccedilotildees Nesse trabalho utilizou-se a funccedilatildeo
nuacutemero 4
Preparar e carregar os dados
Prepara para rodar os ciclos de refinamento
32
Concluiacutedo os processos descritos na Figura 12 inicia-se o refinamento dos paracircmetros
vale ressaltar que a utilizaccedilatildeo da funccedilatildeo perfil pseudo-Voigt de Thompson-Cox-Hasting
modificada embora seja mais interessante para refinamentos de estruturas ela pode apresentar
alguma complicaccedilatildeo devido agrave grande quantidade de paracircmetros altamente correlacionados (GU
GV GW GP LX) que tornam a convergecircncia um desafio agrave paciecircncia
Entretanto a sua aplicaccedilatildeo pode ser significativamente simplificada se um refinamento
preacutevio de uma amostra padratildeo for realizado e os paracircmetros instrumentais obtidos forem
usados como paracircmetros iniciais para o refinamento do material desejado [46]
Na Figura 13 apresenta-se um print da interface do EXPGUI Durante os procedimentos
de refinamento
Figura 13 Interface do EXPGUI para refinamento dos paracircmetros
Para refinamento dos paracircmetros o conhecimento da correlaccedilatildeo de cada fator torna mais
faacutecil o sucesso e a qualidade final do refinamento Escolhendo-se a funccedilatildeo de perfil 4 tem-se as
seguintes correlaccedilotildees mostradas na tabela 3
33
Tabela 3 Correlaccedilotildees e definiccedilotildees para as variaacuteveis envolvidas no refinamento pelo MR no EXPGUI
PARAcircMETRO CORRELACcedilAtildeO NO MODELO REFINADO
GV e GW Definem a largura da gaussiana relacionada ao alargamento instrumental
GU Define a largura da gaussiana relacionada agrave micro deformaccedilatildeo da rede
GP Define a largura da gaussiana relacionada ao tamanho de cristalito
LX Define a largura da lorentziana relacionada ao tamanho de cristalito
PTEC Avalia a anisotropia do tamanho de cristalito relacionada ao alargamento de
Lorentz
SHKL Define a micro deformaccedilatildeo da rede relacionada ao alargamento de Lorentz Seu
nuacutemero de termos depende da simetria de Laue
TRNS Descreve a profundidade de penetraccedilatildeo dos raios X em uma amostra
SHFT Determina o deslocamento em 2θ devido agrave posiccedilatildeo da amostra no porta amostra
SFEC Avalia a anisotropia quando haacute falhas de empilhamento da rede
ETA Eacute o termo de mistura entre as contribuiccedilotildees de Gauss e de Lorentz
SL e HL Satildeo termos de assimetria relacionados agrave divergecircncia axial
25 Calorimetria Diferencial de Varredura
A calorimetria diferencial de varredura (Differential Scanning Calorimetry- DSC) eacute um
meacutetodo de medida bem estabelecido e usado numa ampla escala em diferentes aacutereas de
pesquisa Com as medidas de DSC eacute possiacutevel investigar a evoluccedilatildeo teacutermica dos materiais e
tambeacutem avaliar grandezas como pureza capacidade teacutermica calor de transiccedilatildeo transiccedilotildees
viacutetreas relaxaccedilatildeo teacutermica [2]
O sistema DSC consiste na detecccedilatildeo de um sinal eleacutetrico gerado pela diferenccedila de
temperatura entre o material de referecircncia cujo comportamento com a temperatura eacute conhecido
e o material que estaacute sendo investigado (amostra) O DSC eacute um meacutetodo calorimeacutetrico no qual
satildeo medidas diferenccedilas de energia A Figura 14 ilustra a configuraccedilatildeo de um DSC
34
Figura 14 Ilustraccedilatildeo da configuraccedilatildeo de um DSC
As curvas construiacutedas com os dados DSC permitem identificar substacircncias construir
diagramas de fase aleacutem de determinar a fraccedilatildeo de cristalinidade dos materiais A amostra natildeo
inerte pode sofrer periodicamente fenocircmenos de absorccedilatildeo ou geraccedilatildeo de calor em funccedilatildeo do
tempo temperatura e posiccedilatildeo do meio Entre os processos de absorccedilatildeo de calor (endoteacutermicos)
pode-se destacar a fusatildeo a sublimaccedilatildeo a adsorccedilatildeo e entre os processos de geraccedilatildeo de calor
(exoteacutermicos) destacam-se a cristalizaccedilatildeo e a desorccedilatildeo
De acordo com o fenocircmeno ocorrido com a amostra no interior do equipamento a curva
gerada poderaacute apresentar picos endoteacutermicos ou exoteacutermicos a associaccedilatildeo dos dados com um
diagrama de fases um DRX ou outra teacutecnica poderaacute ser necessaacuterio para se extrair informaccedilotildees
consistentes A Figura 15 ilustra as possiacuteveis configuraccedilotildees encontradas em uma curva tiacutepica
de DSC
Figura 15 Representaccedilatildeo graacutefica dos padrotildees geneacutericos de picos apresentados no DSC
35
Dentre os possiacuteveis fenocircmenos apresentados por uma amostra em um DSC pode-se
obter picos exoteacutermicos ou endoteacutermicos Pode-se calcular a energia de ativaccedilatildeo (Ea) necessaacuteria
para promover a cristalizaccedilatildeo ou a nucleaccedilatildeo de uma fase Para tanto eacute necessaacuterio conhecer
valores de temperaturas de pico de cristalizaccedilatildeo (Tc) medidas para diferentes taxas de
aquecimento constantes (τ) e aplicar esses valores na equaccedilatildeo de Kissinger mostrada abaixo
[2]
119897119899 (τ
1198791198882) = minus
119864119886
119877119879119888+ 119888 (12)
onde R = 831 Jmol K eacute a constante molar dos gases e c eacute uma constante arbitraria
36
3 PROCEDIMENTOS EXPERIMENTAIS
31 Produccedilatildeo da Amostra
Para produccedilatildeo da amostra de Bi3Ni utilizou-se a formula AxBy onde x + y =100 e as
relaccedilotildees abaixo descritas as quais permitem encontrar os valores em fraccedilatildeo da massa de cada
componente
119872119879119900119905119886119897 = (119909
119909+119910) 119872119860 + (
119910
119909+119910) 119872119861
119876119860 = (119909
119909+119910)
119872119860
119872119879119874119879119860119871 e (13)
119876119861 = (119910
119909 + 119910)
119872119861
119872119879119874119879119860119871
onde MTotal = massa total a ser pesada MA = massa do elemento A (constante na Tabela
Perioacutedica) MB = massa do elemento B (constante na Tabela Perioacutedica) QA = fraccedilatildeo da massa
do elemento A a ser pesada e QB = fraccedilatildeo da massa do elemento B a ser pesada
Considerando-se as relaccedilotildees acima a amostra composta pelos elementos quiacutemicos
Niacutequel (Ni) e Bismuto (Bi) foi produzida com a massa total de 3 gramas sendo 026 gramas
de Ni (Alfa Aesar com 9995 de pureza e com tamanho de partiacutecula de minus100 mesh) e 274
gramas de Bi (Alfa Aesar com 9995 de pureza e com tamanho de partiacutecula de minus100 mesh)
Para pesagem foi utilizada a balanccedila eletrocircnica de alta precisatildeo (001mg) SHIMADZU modelo
(AUW220D)
32 Siacutentese Mecacircnica
Apoacutes a preparaccedilatildeo da amostra iniciou-se a fase da moagem mecacircnica Para tal utilizou-
se o moinho High Energy Ball Mill Emax da Retsch pertencente ao Laboratoacuterio de Siacutentese e
Caracterizaccedilatildeo de Nanomateriais (LSCN) do IFAM O moinho Emax combina vantagens de
diversos tipos de moinho tais como impacto de alta frequecircncia (moinho oscilante) atrito
37
intenso (moinho oscilante de discos) e movimentos rotativos controlados do vaso de moagem
(moinho de bolas planetaacuterio) o que proporciona um oacutetimo desempenho [55]
Na Figura 16 satildeo mostradas as imagens do moinho na imagem agrave esquerda observa-se a posiccedilatildeo
de fixaccedilatildeo dos dois jarros de moagem
Figura 16 Moinho High Energy Ball Mill Emax
Os suportes de cada vaso satildeo afixados sobre dois discos que giram no mesmo sentido
movendo assim os vasos por uma trajetoacuteria circular sem que estes modifiquem sua orientaccedilatildeo
A accedilatildeo combinada da geometria dos vasos e da mecacircnica do movimento gera um forte atrito
entre as bolas a amostra e as paredes do vaso bem como uma elevada aceleraccedilatildeo que lanccedila as
bolas com forte impacto contra a amostra junto agraves paredes do vaso Disso resulta uma melhor
mistura das partiacuteculas e uma menor granulometria final [55]
O moinho possui um sistema de resfriamento por aacutegua permitindo que a elevada
aplicaccedilatildeo de energia possa ser aproveitada com eficiecircncia no processo de moagem sem que a
amostra se superaqueccedila
A amostra foi colocada no jarro de moagem juntamente com 3 esferas de accedilo inoxidaacutevel
com massa total de 2092 g resultando numa BPR aproximada de 71 O jarro de moagem foi
levado a glove box onde foi realizado o vaacutecuo do ambiente com a posterior injeccedilatildeo de gaacutes
Argocircnio e a selagem do vaso de moagem Esse procedimento teve como objetivo evitar uma
possiacutevel oxidaccedilatildeo da amostra durante a moagem mecacircnica
38
Na Figura 17 eacute possiacutevel visualizar o jarro de moagem em dois momentos sendo o
primeiro entes do fechamento com as esferas e a amostra e posteriormente durante o processo
de fechamento dentro da glove box
Figura 17 Preparaccedilatildeo e selagem do vaso de moagem
O primeiro processo de moagem da mistura foi realizado durante uma hora Apoacutes esse
tempo o jarro foi aberto e feito uma Difraccedilatildeo de Raios X (DRX) da amostra Seguiu-se entatildeo
para selagem do vaso de moagem e preparaccedilatildeo para novo ciclo de moagem O intervalo de
moagem passou a ser de 3 horas sendo realizado em trecircs etapas de 1 hora entre cada etapa
houve um intervalo de 5 minutos para resfriamento da amostra realizadas sem abertura do jarro
de moagem
No procedimento foi utilizada a rotaccedilatildeo de 1000 rpm a temperatura do vaso variou de
27 degC agrave 39 degC no final da moagem Apoacutes as 3 horas de moagem o vaso foi aberto e realizou-se
um DRX da amostra Esse processo se repetiu por seis vezes tendo gerado intervalos de tempo
de1h 4hs 7hs 10hs 13hs 16hs e 19hs de moagem
O fim da moagem foi estabelecido com base na anaacutelise dos difratogramas da amostra e
da constataccedilatildeo de equiliacutebrio na evoluccedilatildeo ou formaccedilatildeo de novas fases
39
33 Difraccedilatildeo de Raios X
As medidas de DRX foram realizadas no Laboratoacuterio de Materiais (LabMat) da UFAM
utilizando um Difratocircmetro de Raio-X modelo Empyrean da PANalytical com radiaccedilatildeo CuKα1
de 1 5406 Aring e se dividiram em duas etapas
A primeira etapa foi realizada com os intervalos de 1h 4hs 7hs 10hs 13hs 16hs e 19
horas e teve como finalidade acompanhar a evoluccedilatildeo estrutural da amostra e confirmar a
formaccedilatildeo da fase uacutenica de Bi3Ni
A Figura 18 apresenta o porta amostra em duas etapas distintas a primeira com a
amostra sendo preparada adequadamente e na segunda pronta para a realizaccedilatildeo do DRX
Figura 18 Preparaccedilatildeo da amostra para realizaccedilatildeo de DRX
Os difratogramas experimentais gerados foram submetidos agrave identificaccedilatildeo das fases
cristalinas atraveacutes de comparaccedilotildees com padrotildees difratomeacutetricos disponibilizados no banco de
dados do Inorganic Crystal Structure Database ndash ICSD
Na Figura 19 apresenta-se o goniocircmetro difratocircmetro de raio-X modelo Empyrean da
PANalytical
40
Figura 19 Difratocircmetro de Raio-X modelo Empyrean da PANalytical
Os padrotildees usados de DRX foram os seguintes
Faixa de acircngulo 10 ndash 100deg
Velocidade de escaneamento 1deg min
Tempo aproximado de realizaccedilatildeo do difratograma 45 min
Tubo de raio-X de cobre (Cu)
Voltagem 40 kV
Corrente 30 mA
Divergecircncia de fenda 10 (deg)
Dispersatildeo de fenda 10 (deg)
A segunda etapa das medidas de DRX foi realizada com uso do forno e medidas in situ
tendo sido realizadas com a amostra moiacuteda por 19 horas nas temperaturas de 250 2500 3000 e
350 0C essas medidas tiveram a finalidade de acompanhar o comportamento estrutural em
funccedilatildeo da temperatura e estudar a estabilidade teacutermica da amostra Detalhes do forno estatildeo
ilustrados nas Figuras 20
41
Figura 20 Preparaccedilatildeo da amostra e porta amostra no forno do DRX
A primeira mediccedilatildeo foi realizada a temperatura de 25 oC seguindo-se de um
aquecimento a taxa de 10 oCmin ateacute atingir a temperatura de 250 oC apoacutes atingir a temperatura
procedeu-se uma execuccedilatildeo de uma isoteacutermica por 10 minutos antes da mediccedilatildeo in situ de DRX
O procedimento foi repetido para as temperaturas de 300 oC e 350 oC conforme pode-se
observar na rampa de aquecimento da Figura 21
Figura 21 Rampa de aquecimento para medidas in situ de DRX
34 Refinamento pelo Meacutetodo de Rietveld
Para realizaccedilatildeo dos refinamentos pelo MR desta dissertaccedilatildeo utilizou-se o programa
GSAS (General Structure Analysis System) e o EXPGUI [4748]
42
Para se descrever o formato dos picos de DRX utilizou-se a funccedilatildeo perfil pseudo-Voigt
de Thompson-Cox-Hasting modificada funccedilatildeo de perfil CW 4 no pacote GSAS que considera
o modelo anisotroacutepico de Stephens e efeitos de textura [4950]
Para o coeficiente de mistura (η) que determina as contribuiccedilotildees do alargamento
gaussiano (η = 0) e Lorentziano (η = 1) nas equaccedilotildees 5 e 6 foi utilizado neste trabalho o valor
de η = 075
Os coeficientes de alargamento instrumental V e W constantes na equaccedilatildeo 5 foram
previamente obtidos a partir do DRX de uma amostra padratildeo bem cristalizada e mantidos fixos
no refinamento dos dados experimentais
Para o caacutelculo do tamanho meacutedio de cristalito com o uso da equaccedilatildeo 7 utilizou-se o
valor de K = 091 e 120582=0154056 nm
O GSAS dispotildee de 8 tipos de funccedilotildees de background neste trabalho utilizou-se a funccedilatildeo
polinomial de Chebyshev o nuacutemero de termos variou tendo sido utilizados 20 termos na funccedilatildeo
polinomial para refinamentos com a presenccedila da fase amorfa e 6 termos apoacutes a cristalizaccedilatildeo da
fase amorfa
Para iniacutecio do refinamento no programa EXPGUI foi utilizado o diagrama de blocos da
Figura 12 e para o refinamento dos paracircmetros as correlaccedilotildees da tabela 3
35 Tratamento Teacutermico
Foi realizado um tratamento teacutermico na amostra moiacuteda por 19 horas com a finalidade
de promover o relaxamento dos defeitos e tensotildees causados durante a moagem mecacircnica e a
cristalizaccedilatildeo da fase amorfa presente A partir da temperatura ambiente 25 oC iniciou-se o
aquecimento a uma taxa de 10 oCmin A temperatura final foi de 800 oC seguindo-se do
desligamento do forno que se manteve fechado ateacute que a temperatura da amostra atingisse
25 oC Em seguida a amostra foi retirada do forno e foi realizado um DRX Utilizou-se um forno
tubular com tubo de quartzo e uma atmosfera com fluxo constante de gaacutes argocircnio ilustrado
na Figura 22
43
Figura 22 Forno utilizado para realizar o tratamento teacutermico
36 Calorimetria Diferencial de Varredura (DSC)
As medidas de DSC foram realizadas na amostra moiacuteda por 19 horas em uma ceacutelula
Netzsch modelo DSC 3500 Sirius pertencente ao Laboratoacuterio de Termo ciecircncias da UFAM
Para realizaccedilatildeo das medidas utilizou-se um fluxo de proteccedilatildeo de N2 a 50 mlmin com
temperatura inicial de 25 oC e temperatura final de 550 oC
Foram realizadas quatro medidas com as taxas de transferecircncia de calor de 25 oCmin
5 oCmin 10 oCmin e 20 oCmin Foram utilizados cadinhos (porta amostra) de alumiacutenio e a
massa meacutedia de 22 mg de amostra foi utilizada nos quatro experimentos
Na Figura 23 eacute mostrada a ceacutelula Netzsch modelo DSC 3500 Sirius onde foram
realizadas as medidas e os cadinhos sendo dois fechados e um com a amostra visiacutevel
Figura 23 Equipamento utilizado para realizar o DSC
44
4 RESULTADOS E DISCUSSOtildeES
41 Evoluccedilatildeo estrutural
A Figura 24 mostra a evoluccedilatildeo estrutural durante o processo de siacutentese conforme
descrito nos procedimentos experimentais Qualitativamente podemos ver nesta figura uma
modificaccedilatildeo gradativa dos padrotildees de difraccedilatildeo O pico mais intenso da amostra moiacuteda por 1
hora corresponde ao plano (1 0 -2) do Bi precursor
Acompanhando o comportamento deste plano em especiacutefico constata-se que entre a
primeira e a quarta hora o mesmo sofre apenas uma ligeira diminuiccedilatildeo Concomitantemente
com este decreacutescimo emergem pequenos novos picos em 2θ aproximadamente entre 28 e 35o
Com 7 horas de moagem os novos picos satildeo evidentes e foram identificados junto agrave base de
dados do ICSD como a estrutura desejada Bi3Ni grupo espacial Pnma (cartatildeo nuacutemero 391336)
Em 13 horas de moagem o pico do Bi atinge seu miacutenimo e segue estaacutevel ateacute 19 h de moagem
Dada a observaccedilatildeo da estabilizaccedilatildeo estrutural o processo foi interrompido Uma anaacutelise mais
detalhada dos difratogramas seraacute mostrada e discutida na sequecircncia
Figura 24 Padratildeo de difraccedilatildeo observado para amostra e Bi3Ni durante todo intervalo de moagem
10 20 30 40 50 60 70 80
19h
16h
1h
10h
1h
7h
4h
2(graus)
1h
13h
Inte
nsid
ade (
ua
)
45
Na Figura 25 mostramos a indexaccedilatildeo das fases na primeira hora de moagem onde foi
verificada o iniacutecio da nucleaccedilatildeo do Bi3Ni Tambeacutem eacute possiacutevel observar os picos do elemento
precursor minoritaacuterio no caso o Niacutequel (cartatildeo ICSD 64703)
Figura 25 Difratograma obtido apoacutes a primeira hora de moagem
Seguindo o processo de moagem conforme descrito nos procedimentos experimentais
a amostra foi moiacuteda por mais 3 horas totalizando 4 horas de moagem os difratogramas obtidos
satildeo apresentados nas Figuras 26 e 27 Nesta etapa jaacute natildeo eacute mais possiacutevel identificar a presenccedila
dos picos referentes ao niacutequel dessa forma somente satildeo observados os picos do bismuto e do
Bi3Ni Poreacutem como verificamos na Figura 24 a nucleaccedilatildeo da liga Bi3Ni continua ocorrendo
sistematicamente
Na Figura 26 mostramos uma comparaccedilatildeo do difratograma padratildeo de Bi3Ni (cartatildeo
nuacutemero 391336 do ICSD) com o difratograma da amostra moiacuteda por 4 horas plotados em
conjunto para destacar a nucleaccedilatildeo da fase de Bi3Ni
Na Figura 27 apresenta-se o resultado do refinamento pelo meacutetodo de Rietveld para as
4 horas de moagem Eacute possiacutevel verificar um bom acordo entre o padratildeo de DRX da amostra e
o padratildeo refinado por MR Os fatores de qualidade podem ser verificados na tabela 4 Neste
refinamento obtivemos uma fraccedilatildeo de fase equivalente a 67 de Bi e 33 de Bi3Ni
46
Figura 26 Difratograma da amostra moiacuteda durante 4 horas (curva com ruiacutedo) e o padratildeo idealizado
do Bi3Ni calculado a partir do arquivo CIF (cartatildeo ICSD no 391336)
Figura 27 Padratildeo observado no DRX (4horas) calculado e residual obtidos no refinamento pelo MR
10 20 30 40 50 60 70 80
23 24 25 26 27 28 29 30 31 32 33
Inte
nsid
ade (
ua
)
2(graus)
4 horas
CIF Bi3Ni
10 20 30 40 50 60 70 80
Experimental
Calculado
Residual
Inte
nsid
ade (
u a)
2 (graus)
4 horas
25 30 35 40 45
47
Em todas as etapas do processo de moagem foram obtidos refinamentos com iacutendices de
qualidade muito semelhantes Natildeo houve alteraccedilatildeo nos acircngulos da ceacutelula unitaacuteria do composto
de Bi3Ni que permanecerem com α= β= λ = 90o Os valores obtidos para os iacutendices de avaliaccedilatildeo
da qualidade e os paracircmetros de rede encontram-se na tabela 4
Tabela 4 Valores de Rwp e 1205362 obtidos nos refinamentos realizados durante o processo de moagem
mecacircnica para o Bi3Ni
Com os resultados obtidos nos refinamentos determinou-se as contribuiccedilotildees em
porcentagem de cada fase em funccedilatildeo do tempo de moagem Verifica-se que apoacutes a primeira
hora de moagem natildeo se identifica no difratograma a presenccedila de Ni entretanto a fase de Bi3Ni
continua nucleando indicando que ainda existe niacutequel disponiacutevel para a formaccedilatildeo desta fase
Pode-se conceber algumas hipoacuteteses para este fato A primeira refere-se agrave sensibilidade do
equipamento de DRX que natildeo identifica precisamente elementos com fraccedilatildeo de fase menor
que 10 Outa hipoacutetese provaacutevel pode ser atribuiacutea a uma adesatildeo do niacutequel nas paredes do jarro
de moagem ou nas esferas de accedilo tendo em vista sua ductilidade
Na Figura 28 foi plotado a fraccedilatildeo de cada uma das fases presentes no processo de
moagem em funccedilatildeo do tempo Fica evidente que apoacutes a primeira hora a fraccedilatildeo de fase do niacutequel
eacute zero mas continua ocorrendo a nucleaccedilatildeo do Bi3Ni que estabiliza em 13 horas
TEMPO DE MOAGEM RWP 1205362 PARAcircMETROS DE REDE DO BI3NI
a (Å) b (Å) c (Å) Volume (Å3)
4 HORAS 77 139 8890(9) 4102(1) 11502(1) 41949(6)
7 HORAS 70 137 8891(3) 4106(1) 11500(1) 41986(9)
10 HORAS 71 131 8888(1) 4104(8) 11495(1) 41939(5)
13 HORAS 65 124 8893(5) 4104(3) 11507(1) 42003(2)
16 HORAS 64 124 8888(7) 4102(9) 11499(9) 41940(1)
19 HORAS 63 123 8894(1) 4105(1) 11506(5) 42012(3)
48
Figura 28 Fraccedilatildeo das fases de Ni Bi e Bi3Ni em funccedilatildeo do tempo de moagem
Utilizando-se a equaccedilatildeo 7 com os dados obtidos no refinamento pelo MR calculou-se
o tamanho meacutedio dos cristalitos de Bi3Ni em funccedilatildeo do tempo de moagem Na Figura 29
apresenta-se em forma de um graacutefico os valores obtidos Observamos que entre a quarta e a
seacutetima hora haacute um aumento aproximado de 14 no tamanho meacutedio do cristalito pode-se
atribuir esse aumento a uma possiacutevel deformaccedilatildeo plaacutestica da amostra acarretando num
acreacutescimo da aacuterea de superfiacutecie o que aumentaria progressivamente a probabilidade de
soldagem a frio dessas partiacuteculas gerando assim um aumento do tamanho meacutedio do cristalito
Entre a seacutetima e a deacutecima hora de moagem ocorre uma reduccedilatildeo de 26 no tamanho do
cristalito maior valor percentual obtido entre intervalos de moagem Entre a deacutecima sexta e a
deacutecima nona hora haacute uma estabilizaccedilatildeo no processo de reduccedilatildeo do tamanho de cristalito
Obtivemos no final do processo uma reduccedilatildeo total de aproximadamente 59 o que representa
um tamanho meacutedio de cristalito na ordem de 2653 nm
Plota-se na Figura 29 um graacutefico com tamanho meacutedio de cristalito do composto Bi3Ni
em funccedilatildeo do tempo de moagem
0 5 10 15 20
0
20
40
60
80
100
Fra
ccedilao d
e fases (
)
Tempo de moagem ( horas)
Bi
Bi3Ni
Ni
49
Figura 29 Tamanho meacutedio de cristalito de Bi3Ni em funccedilatildeo do tempo de moagem
Natildeo houve formaccedilatildeo de novas fases ou aparentemente quaisquer outras alteraccedilotildees
significativas apoacutes a deacutecima terceira hora de moagem Os uacutenicos efeitos com a continuaccedilatildeo da
moagem foram a melhora da cristalizaccedilatildeo da fase de interesse e o aumento de intensidade do
perfil referente a fase amorfa Poreacutem o processo de moagem totalizou 19 horas a finalidade
deste intervalo apoacutes a estabilizaccedilatildeo de formaccedilatildeo da fase pretendida foi verificar a possibilidade
de oxidaccedilatildeo da amostra que ficou exposta ao ambiente durante a execuccedilatildeo do DRX
Observa-se nos difratogramas da Figura 24 a formaccedilatildeo de uma acentuada elevaccedilatildeo na
linha de base entre a faixa de 2θ que vai de aproximadamente 26deg a 36deg A forma ou perfil
dessa elevaccedilatildeo eacute um forte indicio do aparecimento de uma fase amorfa Para alcanccedilar bom
acordo nos refinamentos Rietveld foram necessaacuterios 20 termos na funccedilatildeo polinomial de
Chebyshev para descrever estas linhas de base (background)
Analisando-se portanto os difratogramas referentes agraves etapas de 10 13 16 e 19 horas
eacute possiacutevel identificar o crescimento dessa fase amorfa conforme mostramos na Figura 30
4 6 8 10 12 14 16 18 20
25
30
35
40
45
50
55
Ta
ma
nh
o m
eacuted
io d
e c
rista
lito
(n
m)
Tempo de moagem (horas)
50
Estas curvas satildeo particularmente interessantes uma vez que podemos avaliar as
distacircncias R entre os primeiros vizinhos da fase desordenada aplicando a equaccedilatildeo de Ehrenfest
que pode ser expressa como [56]
2Rsen(θ) = 123λ (14)
O maacuteximo destas curvas correspondem a 2θ ~29o o que nos leva a distacircncias aproximada
de 38 Aring Esta distacircncia natildeo fere nenhum viacutenculo de distancias entre os atamos para
Ni-Ni~248 Aring Ni-Bi~ 278 Aring Bi-Bi~308 Aring Bi-O~214 Aring
Figura 30 Comparaccedilatildeo das funccedilotildees de background para a amostra moiacuteda por 10 13 16 e 19 horas
Com objetivo de avaliar com mais detalhes a estrutura nanocristalina e amorfa
realizamos medidas de difraccedilatildeo com configuraccedilotildees que produzissem uma maior qualidade nos
dados obtidos utilizamos uma cacircmara com baixo vaacutecuo e aumentamos o tempo de aquisiccedilatildeo
dos dados
A Figura 31 mostra o padratildeo obtido para a amostra final moiacuteda por 19 horas
Destacamos a evidente fase amorfa que se forma
10 20 30 40 50 60 70 80
19 horas
16 horas
13 horas
10 horas
Inte
nsid
ade (
u a)
2 (graus)
51
Figura 31 Formaccedilatildeo da fase amorfa na amostra de Bi3Ni apoacutes 19 horas de moagem
Comparando o padratildeo de DRX obtido para amostra moiacuteda por 19 horas com o
difratograma padratildeo de Bi3Ni (cartatildeo nuacutemero 391336 do ICSD) pode-se constatar a
equivalecircncia dos picos conforme apresentada Figura 32
Com os difratogramas de maior resoluccedilatildeo verificamos a presenccedila embora em uma
pequena fraccedilatildeo de Bi (ICSD no 64703) Assim como uma ligeira sugestatildeo da existecircncia de
Bi2O3 (ICSD no 41764) vislumbra-se essa fase em virtude da possiacutevel oxidaccedilatildeo da amostra
devido as sucessivas aberturas do jarro de moagem para realizaccedilatildeo do DRX entretanto
diferentemente do que se percebe para o bismuto natildeo haacute nenhum pico referente ao oxido de
bismuto
Na posiccedilatildeo de 2θ~27o existe um pico caracteriacutestico do Bi2O3 entretanto mesmo com a
melhor resoluccedilatildeo do DRX natildeo eacute possiacutevel distinguir claramente a fase do oxido de bismuto
assim durante o processo de refinamento pelo MR natildeo foi adicionada a fase relativa ao oxido
O refinamento pelo meacutetodo de Rietveld referente a amostra moiacuteda por 19h encontra-se
na Figura 33 percebe-se a boa concordacircncia obtida para a fase de interesse Bi3Ni e a fase
20 30 40 50 60 70 80
Bi
Inte
nsid
ade (
u a)
2 (graus)
Bi
20 25 30 35 40 45
52
amorfa O asterisco indicando o pico principal do Bi salienta que essa fase por contribuir
modestamente em um difratograma tatildeo complexo natildeo eacute bem ajustada
Figura 32 Difratograma da amostra moiacuteda 19h em conjunto com os CIFs de o Bi3Ni Bi e Bi2O3
Figura 33 Difratograma da amostra moiacuteda 19h e refinada por meacutetodo de Rietveld partindo dos CIFs
do Bi3Ni Bi
20 30 40 50 60 70 80
19 horas
Bi3Ni
Bi
Bi2O
3
In
tensid
ade (
u a)
2 (graus)
25 30 35 40
20 30 40 50 60 70 80
Experimental (19h)
Calculado
Residual
Inte
nsid
ade (
u a)
2 (graus)
20 25 30 35 40 45 50
53
Os trabalhos cientiacuteficos que versam sobre a produccedilatildeo e a caracterizaccedilatildeo do composto
Bi3Ni descrevem que a siacutentese pode ser realizada por vaacuterios mecanismos normalmente as
metodologias mais usadas para obtenccedilatildeo envolvem os processos em meio quiacutemico a
eletrodeposiccedilatildeo e a solidificaccedilatildeo raacutepida Em alguns casos utilizou-se longos processos teacutermicos
que envolvem a permanecircncia da amostra num forno de resistecircncia a 1100 degC durante 3 dias
[13] ou processos de sinterizaccedilatildeo com recozimento a vaacutecuo a temperatura de 1000 degC por 24
horas [15] Relata-se tambeacutem que conforme ocorreu neste trabalho algumas amostras
apresentam pequenos traccedilos de Bi em sua composiccedilatildeo final [13]
Dessa forma o primeiro desafio desse trabalho foi produzir uma fase uacutenica de Bi3Ni por
meio da moagem mecacircnica entretanto verificou-se no resultado obtido no DRX e no
refinamento pelo MR que a fase de Bi3Ni embora apresente uma fraccedilatildeo de 999 ainda possui
leves traccedilos do pico mais intenso de bismuto (indicado por um asterisco na Figura 33) Uma
proposta futura seria portanto acrescentar uma pequena quantidade de Ni para interagir com
esse Bi remanescente
42 Medidas de DRX in situ
Com o objetivo de estudar a estabilidade teacutermica e acompanhar a evoluccedilatildeo estrutural da
amostra em funccedilatildeo da temperatura foram realizadas medidas de DRX in situ conforme
descrito nos procedimentos experimentais A Figura 34 apresenta os quatro difratogramas
obtidos
A temperatura de 25 oC observa-se uma fase uacutenica do composto Bi3Ni (com jaacute
mencionado anteriormente a amostra possui uma leve indicaccedilatildeo da presenccedila de bismuto) que
possui estrutura ortorrocircmbica e grupo espacial Pnma eacute a mesma apresentada na Figura 32
A medida que aumentamos a temperatura conforme descrito na seccedilatildeo 3 Figura 21
inicia-se uma transformaccedilatildeo do composto inicial para o crescimento da fase tetragonal de Bi2O3
(ICSD no 41764) e da fase precursora de Bi Essa alteraccedilatildeo na composiccedilatildeo da amostra ocorre
em virtude da degradaccedilatildeo da fase Bi3Ni que conforme eleva-se a temperatura tem sua fraccedilatildeo
diminuiacuteda conforme verifica-se na Figura 36 Embora as medidas in situ terem sido feitas em
baixo vaacutecuo natildeo foi impedido o crescimento do Bi2O3
54
Na Figura 34 encontram-se plotados os DRX referentes as medidas realizadas em 25o
250o 300o e 350 oC as curvas foram deslocadas verticalmente para melhor comparaccedilatildeo
Figura 34 Padratildeo observado nos DRX da amostra submetida a aquecimento
A temperatura de 250 oC temos a ocorrecircncia de trecircs fases Bi3Ni Bi2O3 e Bi
O refinamento estrutural pelo meacutetodo de Rietveld estaacute mostrado na Figura 35 Mesmo tratando-
se de uma amostra com um elevado nuacutemeros de pico aleacutem da presenccedila de uma fase amorfa o
acordo entre o experimental e o calculado eacute notaacutevel Os valores dos iacutendices de avaliaccedilatildeo da
qualidade do refinamento referentes as quatro medidas realizadas encontram-se na tabela 5
20 30 40 50 60 70 80
350 0C
300 0C
250 0C
Inte
nsid
ade (
ua
)
2 (graus)
25 0C
55
Figura 35 Padratildeo obtidos no refinamento pelo MR para amostra aquecida a 250 0C
Tabela 5 Valores de Chi2 e de Rwp obtidos nos refinamentos realizados durante o processo de
aquecimento
A temperatura de 300 oC comeccedila a formaccedilatildeo da uma nova fase cubica de grupo espacial
I23 o Bi12NiO19 em detrimento da diminuiccedilatildeo da fase de Bi3Ni Aleacutem do aumento da fraccedilatildeo
da fase de Bi2O3
Temperatura de realizaccedilatildeo da medida Rwp 1205362
25 0C 69 23
250 0C 83 18
300 0C 98 26
350 0C 99 25
10 20 30 40 50 60 70 80
Inte
nsid
ade (
ua
)
2 (graus)
Experimental
Calculado
Residual
250 0C
25 30 35 40
56
O uacuteltimo DRX foi realizado a 350 oC a principal alteraccedilatildeo dessa medida refere-se ao
fato da inexistecircncia de picos referentes agrave fase Bi3Ni A fase majoritaacuteria torna-se agora a fase
referente ao Bi e a fase Bi12NiO19 (indexado na base de dados PDF2 mas natildeo na base de dados
ICSD) permanece estaacutevel isto eacute sem alteraccedilotildees significativas em sua fraccedilatildeo O fato de estarem
presentes picos referentes ao Bi mesmo apoacutes termos ultrapassado a temperatura de fusatildeo pode
ser explicado levando-se em consideraccedilatildeo a baixa condutividade teacutermica do bismuto aliado ao
excesso de defeitos produzidos na moagem assim natildeo obteve-se a fusatildeo do elemento
Utilizamos os dados obtidos nos refinamentos para plotar o graacutefico exposto na Figura
36 onde eacute possiacutevel observar a fraccedilatildeo de cada fase em funccedilatildeo da temperatura de execuccedilatildeo do
DRX Percebe-se a raacutepida decomposiccedilatildeo da fase de Bi3Ni que entre 250 oC e 350 oC apresenta
uma reduccedilatildeo percentual de aproximadamente 88 concomitantemente ao crescimento
percentual da fase de Bi
Figura 36 Fraccedilotildees de fase em funccedilatildeo da temperatura de realizaccedilatildeo do DRX in situ
O DRX realizado na amostra a 350 oC eacute mostrado na Figura 37 em conjunto aos CIFs
das fases constituintes Para a fase Bi12NiO19 natildeo foi encontrado o CIF no banco de dados do
Inorganic Crystal Structure Database (ICSD) Para refinar utilizando o meacutetodo de Rietveld
partimos do protoacutetipo estrutural de Bi26-x Mx O40-y (M = Mg Al Co Ni) O CIF desta fase
25 75 125 175 225 275 325 375
0
20
40
60
80
100
Fra
ccedilao d
e F
ases (
)
Temperatura (0C)
Bi3Ni
Bi2O
3
Bi
Bi12
NiO19
57
resultante estaacute mostrado em vermelho na Figura 37 e uma representaccedilatildeo da ceacutelula unitaacuteria na
Figura 38 os aacutetomos de oxigecircnio estatildeo representados na cor vermelha e o niacutequel em verde
Figura 37 Padratildeo observado no DRX da amostra em 350 oC em comparaccedilatildeo com o CIF das fases
constituintes
Figura 38 Projeccedilatildeo do eixo a e em perspectiva do Bi12NiO19
10 20 30 40 50 60 70 80
Inte
nsid
ade (
ua
)
2(graus)
350 graus
Bi2O
3
Bi
Bi12
NiO19
20 25 30 35 40 45 50 55
58
O refinamento estrutural utilizando estas fases estaacute mostrado na Figura 39 e os valores
referentes aos paracircmetros de rede obtidos para o refinamento da fase Bi12NiO19 constam na
tabela 6
Figura 39 Padratildeo obtidos no refinamento pelo MR para amostra aquecida a 350 0C
Tabela 6 Paracircmetros da ceacutelula unitaacuteria da estrutura Bi12NiO19
A Figura 40 conteacutem as fotografias retiradas do forno do difratocircmetro antes e apoacutes a
realizaccedilatildeo da medida Eacute possiacutevel verificar que a amostra devido a dilataccedilatildeo volumeacutetrica e a
fusatildeo do bismuto transborda o porta amostra
Paracircmetros de Rede a = b=c=10258(8) Aring
Acircngulos α = β = γ = 900
Volume da ceacutelula 107966(2) Aring3
Grupo de simetria Cuacutebico
Grupo espacial I23
10 20 30 40 50 60 70 80
Inte
nsid
ade (
ua
)
2 (graus)
Calculado
Experimental
Residual
350 0C
20 25 30 35 40 45
59
Figura 40 Fotografia do forno do DRX antes a apoacutes a realizaccedilatildeo das medidas
43 Calorimetria Diferencial de Varredura (DSC)
Com a finalidade de estudar e melhor entender a evoluccedilatildeo estrutural da amostra
observada nas medidas in situ realizou-se medidas DSC conforme descrito nos procedimentos
experimentais a temperatura final foi de 550 oC
Na Figura 41 mostramos as medidas DSC feitas em diferentes taxas de aquecimento
realizadas na amostra moiacuteda por 19 horas Em todas as 4 medidas vemos comportamentos
exoteacutermicos e endoteacutermicos Os picos endoteacutermicos ocorreram a uma temperatura aproximada
de 270 0C temperatura essa equivalente ao ponto de fusatildeo do bismuto e foram atribuiacutedos a
fusatildeo do Bi ocorrida em duas etapas
Comparando-se os resultados obtidos nas medidas in situ onde observamos a nucleaccedilatildeo
de uma nova fase a partir da temperatura de 250 oC com os resultados obtidos no DSC podemos
concluir que o pico exoteacutermico presente no termograma corresponde agrave nucleaccedilatildeo da fase de
Bi2O3
Com a finalidade de calcular a energia de ativaccedilatildeo (Ea) necessaacuteria para promover essa
nucleaccedilatildeo aplicamos a metodologia proposta por Kissinger [2] Conforme indicado na Figura
41 as 4 medidas foram feitas com taxas de aquecimento de 25 5 10 e 20 oCmin
60
A Figura 42 mostra em detalhes a Figura 41 onde vemos os valores das temperaturas
de pico de cristalizaccedilatildeo (Tc) e as referidas taxas de aquecimento (120591) Como era esperado a
medida que a taxa de aquecimento aumenta a temperatura de pico tambem aumenta
Figura 41 Termograma DSC plotados em conjunto para os diferentes fluxos de calor
Figura 42 Espectros DSC com as temperaturas de pico e suas respectivas taxas de aquecimento
100 150 200 250 300 350 400 450 500 550
250Cmin
50Cmin
100Cmin
fluxo d
e c
alo
r (u
a)
Temperatura (0C)
200Cmin
exo
230 235 240 245 250 255 260 265 270 275 280 285
250Cmin
50Cmin
100Cmin
fluxo d
e c
alo
r (u
a )
Temperatura (0C)
242 0C
252 0C
266 0C
278 0C
200Cmin
exo
61
Com os dados fornecidos na Figura 42 pode-se calcular a energia de ativaccedilatildeo referente
a nucleaccedilatildeo da fase de Bi2O3 Plotando-se um graacutefico linear de ln(120591
1198791198882) versus
1
119879119888 onde o
coeficiente angular eacute (minus119864119886
119877) obteacutem-se a energia de ativaccedilatildeo A Figura 43 apresenta a
linearizaccedilatildeo da equaccedilatildeo 16 de onde se obteacutem a energia de ativaccedilatildeo do processo de nucleaccedilatildeo
do Bi2O3
Figura 43 Graacutefico linear do ln(120591
1198791198882) versus
1
119879119888
Logo considerando as relaccedilotildees anteriormente definidas eacute possiacutevel calcular a energia de
ativaccedilatildeo uma vez que m = (minus119864119886
119877) e R = 831 jmol K Desse modo a energia de ativaccedilatildeo
necessaacuteria para promover a nucleaccedilatildeo da fase Bi2O3 eacute de 12465 kJmol
A metodologia proposta permitiria tambeacutem calcular a energia de ativaccedilatildeo necessaacuteria
para cristalizar a fase amorfa as medidas de DSC foram planejadas ateacute a temperatura de
550 oC devido a limitaccedilotildees do equipamento poreacutem como fica evidente na Figura 41 natildeo se
observa nenhum pico exoteacutermico apoacutes os 350 oC que se possa estar associado a cristalizaccedilatildeo da
fase amorfa O pico exoteacutermico existente como jaacute mencionado ocorreu a uma temperatura que
variou de 242 0C agrave 278 0C e refere-se agrave nucleaccedilatildeo de fase
182 184 186 188 190 192 194
-115
-110
-105
-100
-95
ln (
T2 c)
1Tc (10
-3 k
-1)
62
44 Tratamento teacutermico
Apoacutes a realizaccedilatildeo das medidas de DRX in situ e das medidas de DSC a fase amorfa
ainda se encontrava presente assim foi realizado um tratamento teacutermico com a finalidade de
promover a cristalizaccedilatildeo da fase amorfa presente
O tratamento teacutermico foi realizado a uma taxa constante de 10 0Cmim ateacute a temperatura
de 800 0C com a atmosfera protegida por gaacutes argocircnio Na Figura 44 apresenta-se o difratograma
da amostra realizado apoacutes o do tratamento teacutermico vemos no detalhe que a acentuada elevaccedilatildeo
na linha de base entre a faixa de 2θ que vai de aproximadamente 26deg agrave 36deg e que corresponde
a fase amorfa desapareceu completamente
Figura 44 Difratograma da amostra apoacutes tratamento teacutermico
Para a amostra tratada termicamente foram identificadas trecircs fases similar ao observado
nas medias in situ a 350 oC foram identificadas a fase cuacutebica Bi12NiO19 a fase tetragonal de
Bi2O3 (ICSD no 41764) e a fase romboeacutedrica de Bismuto (ICSD no 64703) Na Figura 45
apresentamos o padratildeo observado plotado juntamente com o CIF das 3 fases identificadas
10 20 30 40 50 60 70 80
Inte
nsid
ad
e (
ua
)
2 (graus)
Pos Tratamento Teacutermico
20 25 30 35 40 45 50 55 60
63
Figura 45 Difratograma da amostra apoacutes tratamento teacutermico em conjunto com os CIFs de Bi Bi2O3 e
Bi12NiO19
Pode-se verificar no padratildeo do difratograma da Figura 45 que pelo formato da linha de
base obtida ocorreu a cristalizaccedilatildeo da fase amorfa e as fases identificadas correspondem aos
picos presentes no DRX da amostra
O refinamento realizado pelo MR confirmou a identificaccedilatildeo das fases contidas na
amostra no sentido da exata correspondecircncia entre os picos obtidos nos padrotildees calculados e
observados As fraccedilotildees das fases da amostra que sofreu tratamento teacutermico em comparaccedilatildeo com
as fraccedilotildees obtidas no DRX in situ estatildeo apresentados na tabela 7
Tabela 7 Fraccedilotildees das fases apoacutes tratamento teacutermico e DRX in situ a 350 oC
Fraccedilatildeo das fases Tratamento Teacutermico DRX in situ a 350 oC
Bi12NiO19 90 137
Bi2O3 89 20
Bi 11 663
10 20 30 40 50 60 70 80
Inte
nsid
ade (
ua
)
2 (graus)
Observado
Bi
Bi2O
3
Bi12
NiO19
25 30 35 40 45 50 55
64
O aumento da temperatura propicia a nucleaccedilatildeo das fases de Bi2O3 e Bi12NiO19 em
detrimento da diminuiccedilatildeo da fase Bi3Ni
O refinamento pelo meacutetodo de Rietveld para amostra que sofreu tratamento teacutermico
apresentou uma boa concordacircncia para os perfis calculado e experimental Nesse refinamento
foi utilizado o CIF modificado de Bi12NiO19 Na Figura 46 temos o padratildeo experimental e o
calculado obtidos no refinamento pelo MR
Figura 46 Padratildeo observado e experimental refinado pelo MR para amostra tratada termicamente
Compara-se na Figura 47 os difratogramas obtidos para amostra tratada termicamente e
para o DRX in situ a temperatura de 350 oC eacute possiacutevel identificar a correspondecircncia entre os
picos entretanto eacute notaacutevel a diferenccedila na linha de base do difratograma referente ao DRX in
situ contra o DRX da amostra submetida a tratamento teacutermico Pode-se concluir que para
ocorrer a cristalizaccedilatildeo da fase amorfa eacute necessaacuterio que a temperatura do tratamento teacutermico seja
superior a 550 0C
10 20 30 40 50 60 70 80
Inte
nsid
ade (
ua
)
2 (graus)
Calculado
Experimental
Residual
Pos Tratamento Teacutermico
65
Outro fenocircmeno perceptiacutevel eacute o deslocamento em 2θ da posiccedilatildeo dos picos O
difratograma da amostra que foi ao forno do DRX tem a posiccedilatildeo dos seus picos deslocados para
direita em comparaccedilatildeo ao observado no CIF do Bi12NiO19 e no DRX da amostra que passou
por tratamento teacutermico Podemos associar esse deslocamento a contraccedilatildeo do volume da ceacutelula
unitaacuteria Considerando o valor padratildeo do volume do composto Bi12NiO19 constante na tabela
5 ocorreu uma reduccedilatildeo de volume de aproximadamente 155 para amostra tratada
termicamente e uma variaccedilatildeo positiva de 005 para amostra do DRX in situ Na Figura 47
plotamos juntos os difratogramas da amostra tratada termicamente da amostra que realizou a
medida in situ a 350 0C e o CIF do Bi12NiO19
Figura 47 Difratogramas das amostras apoacutes tratamento teacutermico e DRX in situ em conjunto com o
CIF do Bi12NiO19
O tratamento teacutermico realizado produziu o resultado esperado cristalizando a fase
amorfa As fases presentes na amostra apoacutes a realizaccedilatildeo do tratamento estatildeo em conformidade
agraves encontradas nas medidas de DRX in situ
20 30 40 50 60 70 80
Bi
Inte
nsid
ade (
u a)
2 (graus)
Bi
20 25 30 35 40 45
66
5 CONCLUSAtildeO
A sintetizaccedilatildeo do composto nanoestruturado de Bi3Ni foi realizado de modo eficiente
apoacutes 13 horas de moagem mecacircnica
As medidas de difraccedilatildeo de Raio X possibilitaram acompanhar a evoluccedilatildeo estrutural e a
nucleaccedilatildeo da fase de Bi3Ni O refinamento realizado pelo Meacutetodo de Rietveld proporcionou a
quantificaccedilatildeo dos paracircmetros cristalograacuteficos tais como paracircmetros de rede volume da ceacutelula
unitaacuteria fraccedilatildeo das fases presentes e tamanho de cristalito Os fatores de qualidade e
convergecircncia alcanccedilaram valores satisfatoacuterios correspondendo a exata simulaccedilatildeo do padratildeo
observado
A anaacutelise teacutermica realizada por meio das medidas de DRX in situ permitiu o estudo da
estabilidade teacutermica e o acompanhamento da evoluccedilatildeo estrutural da amostra em funccedilatildeo da
temperatura Foi possiacutevel identificar duas novas fases presentes o Bi2O3 e Bi12NiO19 nucleadas
agraves custas da fase de Bi3Ni Na temperatura de 350 oC a amostra eacute composta das fases Bi12NiO19
Bi2O3 e Bi
As medidas de DSC realizadas ateacute a temperatura de 550 oC e com quatro diferentes
taxas de aquecimento foram utilizadas para se calcular com o uso da equaccedilatildeo de Kissinger a
energia de ativaccedilatildeo (Ea) necessaacuteria para promover a nucleaccedilatildeo do composto Bi12NiO19 que eacute de
12465 kJmol
O tratamento teacutermico no forno ateacute 800 oC promoveu o relaxamento dos defeitos e
tensotildees causadas durante a moagem mecacircnica e a cristalizaccedilatildeo da fase amorfa natildeo sendo mais
possiacutevel identificar no DRX realizado o perfil referente a essa fase Identificou-se novamente a
fase Bi12NiO19 aleacutem da ocorrecircncia das fases de Bi2O3 e Bi jaacute identificadas nas medidas de
DRX in situ confirmando a consistecircncia dos resultados obtidos por dois ensaios diferentes
Pocircde-se verificar o mesmo fenocircmeno em todos os ensaios que envolveram o
aquecimento da amostra Ao aquecer-se o Bi3Ni ocorre um processo de oxidaccedilatildeo que resulta
na formaccedilatildeo da fase de Bi2O3 e a fase de Bi12NiO19 todas associadas ao consumo de Bi da fase
Bi3Ni
Para realizaccedilatildeo de estudos futuros com o intuito de se obter a fase uacutenica de Bi3Ni
pode-se alterar ligeiramente as massas dos produtos com a adiccedilatildeo de um pouco de niacutequel
67
Pode-se melhorar o controle das condiccedilotildees de realizaccedilatildeo dos tratamentos teacutermicos com o
intuito de se evitar a oxidaccedilatildeo A realizaccedilatildeo de medidas de DSC ateacute a temperatura de 800 0C
poderaacute revelar picos exoteacutermicos e propiciar condiccedilotildees para se calcular a energia necessaacuteria
para promover a cristalizaccedilatildeo da fase amorfa
68
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7
LISTA DE TABELAS
Tabela 1 Principais variaacuteveis envolvidas no processo de siacutentese mecacircnica 21
Tabela 2 Relaccedilatildeo entre os fatores instrumentais e os efeitos sobre os picos de DRX 26
Tabela 3 Correlaccedilotildees e definiccedilotildees para as variaacuteveis envolvidas no refinamento pelo
MR no EXPGUI 33
Tabela 4 Valores de Rwp e 1205362 obtidos nos refinamentos realizados durante o processo de
moagem mecacircnica 47
Tabela 5 Valores de Chi2 e de Rwp obtidos nos refinamentos realizados durante o
processo de aquecimento 55
Tabela 6 Paracircmetros da ceacutelula unitaacuteria da estrutura Bi12NiO19 58
Tabela 7 Fraccedilotildees das fases apoacutes tratamento teacutermico e DRX in situ a 350 oC 63
8
SUMAacuteRIO
DEDICATOacuteRIA 3
AGRADECIMENTOS 6
RESUMO 3
ABSTRACT 4
LISTA DE FIGURAS 5
LISTA DE TABELAS 7
SUMAacuteRIO 8
1 INTRODUCcedilAtildeO 9
2 FUNDAMENTACcedilAtildeO TEOacuteRICA 12
21 O composto Bi3Ni 12
22 Estruturas Cristalinas 15
23 Siacutentese Mecacircnica 17
24 Difraccedilatildeo de Raios X 21
241 Difratocircmetro 24
25 Meacutetodo de Rietveld 26
251 Iacutendices de avaliaccedilatildeo da qualidade do refinamento 30
252 GSAS-EXPGUI 31
25 Calorimetria Diferencial de Varredura 33
3 PROCEDIMENTOS EXPERIMENTAIS 36
31 Produccedilatildeo da Amostra 36
32 Siacutentese Mecacircnica 36
33 Difraccedilatildeo de Raios X 39
34 Refinamento pelo Meacutetodo de Rietveld 41
35 Tratamento Teacutermico 42
36 Calorimetria Diferencial de Varredura (DSC) 43
4 RESULTADOS E DISCUSSOtildeES 44
41 Evoluccedilatildeo estrutural 44
42 Medidas de DRX in situ 53
43 Calorimetria Diferencial de Varredura (DSC) 59
44 Tratamento teacutermico 62
5 CONCLUSAtildeO 66
6 REFEREcircNCIAS 68
9
1 INTRODUCcedilAtildeO
Os materiais nanoestruturados satildeo definidos como materiais policristalinos de fase
simples ou multifaacutesicos com tamanho de gratildeo na ordem de nanocircmetros tipicamente menores
que 100 nm [1]
O estudo e a pesquisa dos materiais nanoestruturados vem nos uacuteltimos anos
despertando interesse na comunidade cientiacutefica Por causa dessas pequenas dimensotildees esses
materiais satildeo estruturalmente caracterizados por uma grande fraccedilatildeo volumeacutetrica de contornos
de gratildeo ou interfaces os quais podem alterar significativamente uma variedade de
propriedades fiacutesicas e quiacutemicas quando comparadas aos materiais cristalinos convencionais
(normalmente denominados bulk) [2]
Pode-se exemplificar essas mudanccedilas nas propriedades fiacutesicas utilizando-se como
exemplo o comportamento do ouro (Au) que apresenta uma reduccedilatildeo em seu ponto de fusatildeo
quando se encontra na forma nanoestruturada Enquanto que na forma de bulk o ouro possui
ponto de fusatildeo de aproximadamente 1064 degC na forma nanomeacutetrica (com cristais menores
que 5 nm) seu ponto de fusatildeo eacute da ordem de 300 degC [3]
Os materiais nanoestruturados podem ser sintetizados de diversas formas como por
exemplo eletrodeposiccedilatildeo [4] spray pyrolysis [5] sol-gel [6] deposiccedilatildeo de vapor fiacutesico [7]
solidificaccedilatildeo raacutepida [8] siacutentese mecacircnica [9] dentre outros As metodologias e teacutecnicas de
siacutentese podem alterar consideravelmente as propriedades dos compostos resultantes isso se
deve ao fato desses materiais nanoestruturados serem metaestaacuteveis e suas propriedades
dependerem do modo de preparaccedilatildeo da variaccedilatildeo do tempo temperatura pressatildeo Em geral
nos materiais nanoestruturados a componente interfacial ou contornos de gratildeo podem
corresponder a ateacute 50 do volume do material [10]
Neste trabalho utilizou-se a teacutecnica de siacutentese mecacircnica (SM) para produccedilatildeo de um
composto contendo bismuto e niacutequel a qual possibilita a produccedilatildeo de nanoestruturados em
temperaturas proacutexima a ambiente obtenccedilatildeo de ligas com elementos de alto ponto de fusatildeo
aleacutem de promover a deformaccedilatildeo plaacutestica das ceacutelulas unitaacuterias
O bismuto eacute um elemento quiacutemico de siacutembolo Bi com nuacutemero atocircmico (Z) igual a 83
e massa atocircmica igual a 2089 gmol Na temperatura ambiente o bismuto encontra-se no estado
soacutelido possuindo temperatura de fusatildeo de aproximadamente 271degC Eacute um elemento pesado
10
fraacutegil trivalente cristalino de coloraccedilatildeo rosaacutecea que se assemelha quimicamente ao arsecircnio e
ao antimocircnio
Eacute o mais diamagneacutetico de todos os metais e com a condutividade teacutermica mais baixa
entre todos os elementos exceto do mercuacuterio De todos os metais eacute o que menos conduz
corrente eleacutetrica O bismuto possui ceacutelula unitaacuteria romboeacutedrica e grupo espacial R-3m
A Figura 1 ilustra a ceacutelula unitaacuteria do Bi projetada nos eixos a b c e em uma perspectiva que
possibilita uma visualizaccedilatildeo tridimensional do elemento [11]
Figura 1 Projeccedilatildeo dos eixos a b c e em perspectiva respectivamente do Bi (ICSD 64703)
O niacutequel eacute um elemento quiacutemico de siacutembolo Ni nuacutemero atocircmico 28 e de massa
atocircmica 587 gmol Na temperatura ambiente encontra-se no estado soacutelido possuindo
temperatura de fusatildeo de aproximadamente 1455degC Eacute um metal de transiccedilatildeo de coloraccedilatildeo
branco-prateada condutor de eletricidade e calor duacutectil e maleaacutevel sendo bastante resistente
a corrosatildeo A amostra utilizada neste trabalho possui ceacutelula unitaacuteria cuacutebica e grupo espacial
Fm-3m A Figura 2 ilustra a ceacutelula unitaacuteria do Ni projetada no eixo a e em uma perspectiva que
possibilita uma visualizaccedilatildeo tridimensional do elemento [11]
Figura 2 Projeccedilatildeo do eixo a e em perspectiva respectivamente do Ni (ICSD 41508)
11
Este trabalho teve como objetivos sintetizar por moagem mecacircnica o composto de
Bi3Ni nanoestruturado realizar o estudo de suas propriedades estruturais antes e apoacutes os
tratamentos teacutermicos As principais teacutecnicas experimentais usadas nesta dissertaccedilatildeo foram a
difraccedilatildeo de raios X (DRX) para acompanhamento da evoluccedilatildeo estrutural da amostra em funccedilatildeo
do tempo de moagem o refinamento dos paracircmetros estruturais pelo meacutetodo de Rietveld
medidas DSC e de DRX in situ para estudar a estabilidade teacutermica bem como o comportamento
estrutural da amostra em funccedilatildeo da temperatura e um tratamento teacutermico para cristalizar a fase
amorfa presente
12
2 FUNDAMENTACcedilAtildeO TEOacuteRICA
21 O composto Bi3Ni
O composto intermetaacutelico Bi3Ni possui estrutura ortorrocircmbica e grupo espacial Pnma
possuindo um arranjo octaeacutedrico onde os aacutetomos de bismuto formam a matriz e os aacutetomos de
niacutequel formam uma cadeia linear [12]
Na Figura 3 projeta-se a ceacutelula unitaacuteria do Bi3Ni nos eixos a b c respectivamente
Figura 3 Projeccedilatildeo dos eixos a b e c do composto Bi3Ni em verde estaacute representado os aacutetomos de
niacutequel cartatildeo ICSD nordm 391336
Na Figura 4 representa-se o arranjo octaeacutedrico da cadeia de Bi3Ni onde eacute possiacutevel
identificar a cadeia linear formada pelo niacutequel
Figura 4 Representaccedilatildeo em perspectiva do arranjo octaeacutedrico da cadeia de Bi3Ni (ICSD 391336)
13
Relata-se na literatura que os principais meacutetodos para a obtenccedilatildeo do composto Bi3Ni
satildeo eletrodeposiccedilatildeo por meio quiacutemico ou solidificaccedilatildeo raacutepida Trabalhos cientiacuteficos
descreveram que a produccedilatildeo da amostra de Bi3Ni ocorreu por fusatildeo dos compostos Bi e Ni num
forno de resistecircncia a 1100 degC durante 3 dias [13]
O composto intermetaacutelico Bi3Ni apresenta supercondutividade a temperatura criacutetica de
41 K e embora essa caracteriacutestica seja conhecida desde 1951 escassos trabalhos tinham sido
publicados ateacute o iniacutecio do seacuteculo XXI As pesquisas no campo da supercondutividade tecircm
produzido a cada dia compostos com maiores temperaturas criticas (Tc) tal fato tem ajudado
os pesquisadores a desvendar os misteacuterios envolvendo a supercondutividade a Tc maiores que
40K [1415]
Novos trabalhos envolvendo as propriedades supercondutoras do Bi3Ni voltaram a ser
objeto de estudo especialmente apoacutes a constataccedilatildeo que alguns materiais quando submetidos a
pressatildeo tem sua temperatura criacutetica aumentada ligas contendo Fe na base de oxypnictides
(classe de material que inclui o oxigecircnio ao 15deg grupo da tabela perioacutedica grupo do nitrogecircnio)
apresentaram Tc de 43 K tal elevaccedilatildeo foi tambeacutem constatada com a substituiccedilatildeo de alguns
elementos na composiccedilatildeo das ligas obtendo-se Tc de 55K (SmFeAsO1-xFx) [16]
Recentemente um composto que contem CeNi08Bi2 passou a ser estudado como
componente na formaccedilatildeo de compostos do grupo de oxypnictides Estudos com espectroscopia
de tunelamento revelaram que o Bi3Ni eacute um supercondutor fortemente ligado [17]
A supercondutividade e o ferromagnetismo dois estados fundamentais da mateacuteria
condensada observam-se como sendo altamente competitivos em quase todos os materiais
Interaccedilotildees predominantemente ferromagneacuteticas destroem a supercondutividade por criarem
uma transiccedilatildeo de fase reentrante como observado nos compostos ErRh4B4 HoMo6S8 Soacute
muitos poucos compostos que foram identificados ateacute agora mostram uma coexistecircncia destes
estados fundamentais concorrentes Dentro desse escasso grupo encontra-se o Bi3Ni
nanoestruturado no qual comprovou-se a coexistecircncia de supercondutividade e
ferromagnetismo [1819]
As propriedades termodinacircmicas do composto Bi-Ni continuam sendo alvo de estudos
Recentemente diversos trabalhos sobre esse tema foram publicados [2021] Esses trabalhos
descrevem a construccedilatildeo de diagramas de fases do Bismuto com os elementos metaacutelicos Fe Cr
e Ni de onde constata-se que a mostra com Fe e Cr tecircm leve solubilidade no Bi Para
14
temperaturas menores que 920 degC a solubilidade de Fe e Cr em Bi(Liacutequido) eacute menor que 10-3 em
at Por sua vez o niacutequel dissolve-se prontamente em Bi(L) O niacutequel eacute o uacutenico componente de
accedilo inoxidaacutevel que faz compostos intermetaacutelicos com Bi [12]
Pesquisas apontam para outras propriedades e aplicaccedilotildees de ligas ternaacuterias contendo os
elementos Bi e Ni A liga BiInNi contendo diversas proporccedilotildees estequiomeacutetricas foi estudada
sob a oacutetica de um possiacutevel potencial desse material como semicondutor [21]
Outra aplicaccedilatildeo recente utilizando o composto de bismuto e niacutequel vem despertando o
interesse tecnoloacutegico Sabe-se que esforccedilos crescentes tecircm sido realizados na busca por soldas
livres de chumbo adequadas devido agrave influecircncia prejudicial do chumbo ao ambiente e a sauacutede
humana As ligas agrave base de Sn com diferentes aditivos como Ag Bi Cu In Sb e Zn satildeo
potenciais candidatos como soldas livres de chumbo As ligas Sn-Bi com baixo ponto de fusatildeo
satildeo desenvolvidas para soldar os componentes sensiacuteveis agrave elevadas temperaturas [22]
Na Figura 5 apresenta-se o diagrama de fases do sistema Bi-Ni [23] Verifica-se que a
temperatura de fusatildeo do composto Bi3Ni em funccedilatildeo da maior quantidade de bismuto eacute menor
que a do composto BiNi
Figura 5 Diagrama de Fases Bi-Ni [23]
15
22 Estruturas Cristalinas
A estrutura dos materiais soacutelidos eacute resultado da natureza de suas ligaccedilotildees quiacutemicas a
qual define a distribuiccedilatildeo espacial de seus aacutetomos iacuteons ou moleacuteculas Parte dos materiais
comumente aplicados na engenharia exibe um arranjo geomeacutetrico de seus aacutetomos bem definido
constituindo assim uma estrutura cristalina Os materiais cristalinos independentemente do tipo
de ligaccedilatildeo que possuem satildeo aqueles que apresentam estrutura atocircmica tridimensional perioacutedica
de longo alcance
A partir da definiccedilatildeo de estrutura cristalina como sendo um conjunto de posiccedilotildees
atocircmicas iocircnicas ou moleculares repetitivas pode-se descrever o cristal partindo-se de uma
estrutura baacutesica que se repete ao longo de toda estrutura Essa estrutura denominada ceacutelula
unitaacuteria pode ser definida como a menor porccedilatildeo do cristal que ainda conserva as propriedades
originais dele Para definir a ceacutelula unitaacuteria adota-se valores especiacuteficos que satildeo associados agraves
unidades de medidas dos eixos de referecircncia e aos acircngulos entre esses eixos definidos como
paracircmetros de rede
Define-se entatildeo os sistemas cristalinos que incluem todas as possiacuteveis geometrias de
divisatildeo do espaccedilo por superfiacutecies planas continuas Soacute existem 7 tipos de sistemas cristalinos
que preenchem totalmente o espaccedilo Entretanto os sistemas cristalinos satildeo apenas entidades
geomeacutetricas Quando ldquocoloca-serdquo aacutetomos dentro desses sistemas formam-se redes
cristalinas[24]
Em 1848 o francecircs August Bravais demonstrou ser possiacutevel geometricamente a
construccedilatildeo de 14 tipos de ceacutelulas unitaacuterias isto eacute todas as redes cristalinas possiacuteveis podem
ser geradas por 14 tipos de ceacutelulas Essas redes satildeo chamadas redes de Bravais
Na Figura 6 pode-se identificar os 7 tipos de sistemas cristalinos (cuacutebico tetragonal
ortorrocircmbico romboeacutedrico monocliacutenico hexagonal e tricliacutenico) e as configuraccedilotildees possiacuteveis
para esses sistemas formando as 14 redes de Bravais [24]
16
Figura 6 As 14 redes de Bravais [24]
Os cristais podem ser classificados segundo os grupos pontuais de operaccedilotildees de simetria
que une suas faces Os grupos pontuais ou classes cristalinas representam a simetria ou
combinaccedilotildees de simetria que levam a um padratildeo de repeticcedilatildeo distinto Toda e qualquer
moleacutecula pode ser classificada em um dos 32 grupos pontuais possiacuteveis
Os 32 grupos pontuais possiacuteveis satildeo formados pelos 10 elementos baacutesicos de simetria e
mais 22 combinaccedilotildees entre estes Apenas 22 combinaccedilotildees satildeo possiacuteveis pois muitas levam a
repeticcedilotildees de simetria e outras satildeo incompatiacuteveis com a simetria cristalina ou seja os elementos
de simetria natildeo podem ser combinados arbitrariamente [24]
17
Uma vez que as operaccedilotildees de simetria de cada um dos 32 grupos pontuais
cristalograacuteficos satildeo aplicadas as 14 redes de Bravais tem-se 230 grupos espaciais que
descrevem de maneira uniacutevoca todo o arranjo de objetos idecircnticos dispostos num reticulo
perioacutedico infinito
23 Siacutentese Mecacircnica
Do ponto de vista termodinacircmico um cristal perfeito (um soacutelido livre de defeitos
estruturais fora do equiliacutebrio) eacute o soacutelido que apresenta a menor energia livre de Gibbs e suas
propriedades fiacutesicas satildeo bem determinadas Poreacutem na natureza eacute difiacutecil encontrar cristais livres
de defeitos Esses somente satildeo sintetizados em laboratoacuterios sob condiccedilotildees extremamente
controladas Eacute conhecido que as propriedades fiacutesicas de cristais possuindo defeitos apresentam
desvios em relaccedilatildeo agraves medidas para os cristais perfeitos Esses desvios satildeo tatildeo maiores quanto
maior for a concentraccedilatildeo de defeitos Uma variaccedilatildeo tambeacutem eacute verificada na energia livre de
Gibbs pois sabe-se que centros de defeitos armazenam energia em soacutelidos [2]
A siacutentese mecacircnica (SM) eacute uma teacutecnica de moagem de um mono poacute ou de uma mistura
de dois ou mais poacutes de um composto Eacute comum encontrar na literatura outro termo utilizado
para designar o tratamento de partiacuteculas em poacute no moinho de alta energia Normalmente
associa-se o termo siacutentese mecacircnica ou Mechanical Alloying (MA) ao processo no qual a
mistura de poacutes eacute moiacuteda em conjunto onde a transferecircncia de material que estaacute envolvida tem o
objetivo de se obter uma liga homogecircnea Por outro lado a moagem de poacutes tais como metais
puros onde a transferecircncia de material natildeo eacute necessaacuteria para a homogeneizaccedilatildeo denomina-se
simplesmente moagem mecacircnica ou Mechanical Milling (MM) [9]
De maneira praacutetica pode-se descrever o processo de siacutentese mecacircnica como a
colocaccedilatildeo da amostra no recipiente especiacutefico (normalmente chamado de jarro de moagem)
juntamente com esferas (preferencialmente do mesmo material que o recipiente) a realizaccedilatildeo
da selagem do recipiente para alguns materiais com o intuito de evitar a oxidaccedilatildeo ou ateacute
mesmo contaminaccedilatildeo realiza-se esse procedimento em um ambiente fechado (glove box) com
um gaacutes inerte e finalizando o processo tem-se a fixaccedilatildeo do recipiente no moinho e o iniacutecio do
processo de moagem [9]
18
Pode-se dividir fisicamente o processo de siacutentese mecacircnica de materiais em 4 estaacutegios
bem distintos [25]
I - Estaacutegio inicial as partiacuteculas satildeo deformadas plasticamente assumindo uma forma achatada
A ductilidade do material e energia fornecida no processo de moagem refletem diretamente na
intensidade dessa alteraccedilatildeo O acreacutescimo da aacuterea de superfiacutecie aumenta progressivamente a
probabilidade de soldagem a frio dessas partiacuteculas gerando um aumento do tamanho meacutedio da
partiacutecula
II ndash Segundo Estaacutegio as partiacuteculas satildeo soldadas a frio e requebradas favorecendo a formaccedilatildeo
de um poacute muito fino Eacute neste estaacutegio que ocorre tambeacutem a formaccedilatildeo de partiacuteculas compostas
denominadas de agregados Com o acuacutemulo de deformaccedilatildeo plaacutestica haacute um aumento do
encruamento e da resistecircncia mecacircnica das partiacuteculas Essa situaccedilatildeo aumenta a probabilidade
de fratura das partiacuteculas ou agregados
III ndash Terceiro Estaacutegio nesta fase um certo ldquoequiliacutebriordquo entre os processos de fratura e de
soldagem a frio eacute alcanccedilado Observa-se tambeacutem que as partiacuteculas alcanccedilam um tamanho fixo
Entretanto a energia livre de Gibbs continua a aumentar ateacute alcanccedilar uma saturaccedilatildeo
IV ndash Quarto Estagio eacute caracterizado pelo refinamento da microestrutura desses agregados
Na Figura 7 estatildeo ilustrados os quatro estaacutegios do processo de Siacutentese Mecacircnica
Figura 7 Representaccedilatildeo das fases presentes no processo de SM [25]
19
Eacute bem conhecido que a natureza procura estados fiacutesicos com a menor variaccedilatildeo da
energia livre de Gibbs Assim as substacircncias sob moagem mecacircnica podem ser transformadas
em novas substacircncias ou mudarem de fases cristalograacuteficas visando alcanccedilar esses estados de
menor energia Sabe-se que tais mudanccedilas envolvem determinados mecanismos fiacutesicos como
por exemplo difusatildeo atocircmica atraveacutes de contornos de gratildeos Os mecanismos fiacutesicos envolvidos
no processo SM ainda natildeo satildeo completamente entendidos [9]
Do ponto de vista estrutural cada poacute constituindo a mistura pode ser visto como sendo
formado por duas componentes uma cristalina que eacute sua estrutura cristalograacutefica original e
outra formada pelos centros de defeitos que eacute chamada de componente interfacial Em geral
nos materiais nanoestruturados a componente interfacial ou contornos de gratildeo podem
corresponder a ateacute 50 do volume do material [10]
A Figura 8 ilustra esquematicamente os cristalitos formado por ciacuterculos pretos e o
contorno de gratildeo por ciacuterculos brancos
Figura 8 Modelo de um material nanomeacutetrico Os ciacuterculos pretos e brancos representam
respectivamente a componente cristalina e a interfacial [10]
Embora a sistemaacutetica de preparaccedilatildeo e execuccedilatildeo da SM pareccedila ser simples o processo
possui diversas variaacuteveis que satildeo determinantes na qualidade e nas caracteriacutesticas do produto
final
A dimensatildeo das esferas utilizadas no processo interfere na eficiecircncia de moagem
Esferas grandes otimizam o processo desde que associadas a uma velocidade que permita a
20
transferecircncia da energia de impacto as partiacuteculas do poacute Aleacutem da dimensatildeo a massa das esferas
tambeacutem influencia no resultado final
A BPR (ball-to-powder weight ratio) ou razatildeo entre a massa das esferas e a massa do
poacute possui um efeito significante no tempo necessaacuterio para alcanccedilar uma fase particular na
amostra que estaacute sendo moiacuteda A BPR eacute inversamente proporcional ao tempo exigido na
moagem os valores de BPR podem variar de 11 ateacute valores de 220 1 Contudo BPR muito
grande pode gerar reaccedilotildees indesejaacuteveis como aumento na geraccedilatildeo de calor o que afetaria a
constituiccedilatildeo do poacute [2627]
A velocidade de rotaccedilatildeo do moinho estaacute diretamente associada agrave energia aplicada
atraveacutes de colisotildees das esferas com a amostra assim como na temperatura de processo da SM
Cada moinho possui uma velocidade criacutetica que define a otimizaccedilatildeo do desempenho do
processo Dessa forma deve-se analisar o quanto pode ser vantajoso ou prejudicial uma
temperatura elevada durante o processo da SM
Em alguns casos onde a difusatildeo eacute exigida para promover a homogeneizaccedilatildeo eou fusatildeo
do poacute pode ser vantajosa a elevaccedilatildeo da temperatura Poreacutem em outros casos o aumento da
temperatura pode acelerar o processo de transformaccedilatildeo e resultar na decomposiccedilatildeo de soluccedilotildees
soacutelidas supersaturadas ou outras fases metaestaacuteveis formadas durante a moagem tornando-se
uma desvantagem [26 27]
O paracircmetro mais importante para otimizaccedilatildeo do processo de siacutentese mecacircnica eacute a
determinaccedilatildeo do tempo de execuccedilatildeo Normalmente o tempo de moagem eacute escolhido com o
propoacutesito de conseguir um estado intermediaacuterio entre os estados de fratura e a fusatildeo a frio das
partiacuteculas do poacute A determinaccedilatildeo do tempo seraacute feita com base em vaacuterios paracircmetros como os
anteriormente mencionados Por isso eacute importante considerar que o niacutevel de contaminaccedilatildeo
pode aumentar e algumas fases indesejaacuteveis podem ser formadas quando o poacute eacute moiacutedo por
tempos maiores que o necessaacuterio [27]
A descriccedilatildeo das variaacuteveis adotadas durante o processo de SM eacute fundamental para
garantir a reprodutibilidade bem como para o estudo das influencias que cada paracircmetro pode
exercer sobre as caracteriacutesticas da amostra apoacutes o termino do processo [282930]
Assim apresenta-se na tabela 1 os principais paracircmetros relacionados a
reprodutibilidade do processo de siacutentese mecacircnica
21
Tabela 1 Principais variaacuteveis envolvidas no processo de siacutentese mecacircnica
24 Difraccedilatildeo de Raios X
A difraccedilatildeo de Raios X (DRX) eacute uma teacutecnica poderosa utilizada principalmente quando
se deseja realizar a caracterizaccedilatildeo estrutural de materiais Entretanto sua aplicaccedilatildeo eacute bem mais
ampla e versaacutetil sendo utilizada tambeacutem em aacutereas como a fiacutesica quiacutemica geologia
biotecnologia
Os raios X possuem energia suficiente para penetrarem nos soacutelidos e dessa forma se
mostram apropriados para investigarem estruturas internas Pode-se gerar raios X em
laboratoacuterio tanto pela desaceleraccedilatildeo dos eleacutetrons num alvo metaacutelico quanto pela excitaccedilatildeo dos
eleacutetrons dos aacutetomos alvo O primeiro processo fornece um espectro continuo e largo o segundo
fornece linhas acentuadas no espectro O meacutetodo normalmente utilizado nos equipamentos de
laboratoacuterio consiste em gerar os raios X fazendo com que um eleacutetron de alta energia gerado no
caacutetodo do tubo catoacutedico colida com um alvo metaacutelico acircnodo [31]
O feixe de raios X possui comprimento de onda (λ) caracteriacutestico que varia de acordo
com o material do acircnodo Para aplicaccedilotildees em cristalografia os comprimentos de onda mais
utilizados variam de 05 a 25 Ǻ Tal fato se justifica em virtude da proximidade desses valores
as menores distancias interatocircmicas observadas em materiais orgacircnicos e inorgacircnicos
PARAcircMETROS ENVOLVIDOS NO PROCESSO
1 Tipo de moinho usado
2 Tipo e material dos recipientes de moagem
3 Velocidade de moagem
4 Tempo de moagem
5 A BPR
6 Atmosfera de moagem
7 Agentes de controle de processo
8 Temperatura de moagem
22
O processo fiacutesico de espalhamento de difraccedilatildeo de raios X eacute o espalhamento elaacutestico dos
foacutetons pelos aacutetomos do material analisado que estatildeo dispostos na rede cristalina O
espalhamento ocorre quando o feixe de raios X atinge as nuvens eletrocircnicas que formam os
planos de um soacutelido cristalino em um determinado acircngulo onde uma porccedilatildeo da radiaccedilatildeo eacute
espalhada pela camada de aacutetomos superficiais e a outra parte do feixe natildeo espalhada penetra
na segunda camada de aacutetomos onde outra fraccedilatildeo eacute espalhada e o restante passa para terceira
camada e assim sucessivamente [3132] Pode-se observar uma representaccedilatildeo desse fenocircmeno
na Figura 9
Figura 9 Representaccedilatildeo geomeacutetrica da Lei de Bragg [28]
A teoria baacutesica que define o estudo de materiais cristalinos por difraccedilatildeo de raios X
baseia-se no princiacutepio de que as distribuiccedilotildees espaciais dos eleacutetrons no material definem
diferentes planos atocircmicos portanto esses planos atocircmicos espalham os raios X ndash vistos como
ondas ndash causando interferecircncia construtiva e destrutiva que se manifestam no padratildeo de raios
X como maacuteximos e miacutenimos respectivamente [33]
A ocorrecircncia de maacuteximos e miacutenimos pode ser explicada utilizando-se a Lei de Bragg
Utilizando o auxiacutelio geomeacutetrico da Figura 9 pode-se verificar que o caminho oacutetico percorrido
pelos raios X incidentes no primeiro plano do material eacute diferente do caminho percorrido pelos
feixes refratados no segundo plano A diferenccedila de caminho (δ) pode ser descrita como
δ = 2dhkl119904119890119899120579 (1)
Essa diferenccedila de percurso gera uma diferenccedila de fase (∆120593) entre as ondas refletidas que pode
ser expressa por
23
∆120593 = 2120587 δλfrasl (2)
onde λ eacute o comprimento de onda do feixe de raios X incidente Para um cristal perfeito e infinito
haveraacute interferecircncia construtiva somente quando δ = nλ onde n eacute um nuacutemero inteiro
Dessa forma a condiccedilatildeo para ocorrecircncia de interferecircncia construtiva pode ser expressa como
2119889ℎ119896119897119904119890119899120579 = 119899 λ (3)
Essa relaccedilatildeo eacute conhecia como a Lei de Bragg
Desse modo se o cristal for rotacionado cada conjunto de planos iraacute difratar a radiaccedilatildeo
quando o valor de 2dsenθ satisfizer a equaccedilatildeo Assim os dados de difraccedilatildeo satildeo coletados para
o cristal como um todo O arranjo de feixes difratados considerados em conjunto eacute
denominado padratildeo de difraccedilatildeo de cristal Se o material analisado estiver na forma de um poacute
de pequenos cristalitos aleatoriamente arranjados cada cristalito iraacute produzir seu proacuteprio padratildeo
de difraccedilatildeo [34]
Um ponto importante a ser considerado eacute que a intensidade determinada
experimentalmente definida como a intensidade total de cada difraccedilatildeo e que corresponde as
aacutereas delimitadas pelas respectivas curvas eacute maior que a prevista pela Lei de Bragg Tal
diferenccedila entre o padratildeo real e o previsto por Bragg reside no fato de o cristal natildeo ser perfeito
e nem infinito aleacutem dos feixes de raios X natildeo serem totalmente monocromaacuteticos e a radiaccedilatildeo
incidente natildeo corresponder a feixes perfeitamente paralelos Por tudo isso ao se observar um
padratildeo de raios X verifica-se que os picos possuem a forma de uma funccedilatildeo Gaussiana e natildeo a
de uma funccedilatildeo delta como previsto pela lei de Bragg Assim para valores ligeiramente
diferentes dos acircngulos de Bragg ocorreraacute tambeacutem difraccedilatildeo [35]
Se o material analisado for um liacutequido ou um soacutelido natildeo cristalino (amorfo) o padratildeo
obtido se caracteriza por uma quase completa ausecircncia de periodicidade uma certa ordem
apenas a pequenas distacircncias (de curto alcance) e uma preferecircncia estatiacutestica para uma distacircncia
interatocircmica particular Como consequecircncia os padrotildees tendem a possuir apenas um ou dois
picos alargados
Na Figura 10 ilustra-se as diferenccedilas tiacutepicas observadas nos padrotildees de difraccedilatildeo para
amostras de um cristal perfeito (A) um cristal real (B) e um liquido ou material amorfo (C)
24
Figura 10 Padratildeo de difraccedilatildeo para Cristal perfeito cristal real e liquido ou amorfo respectivamente
O estudo da direccedilatildeo e da intensidade do feixe difratado eacute importante pois permite obter
conclusotildees sobre o fator de estrutura de materiais cristalinos e de materiais amorfos As
intensidades relativas da difraccedilatildeo de estruturas cristalinas dependem do conteuacutedo da ceacutelula
unitaacuteria quanto ao nuacutemeros de eleacutetrons nos aacutetomos posiccedilotildees atocircmicas e da distribuiccedilatildeo
eletrocircnica nos aacutetomos Tem-se entatildeo o fator de estrutura que estaacute diretamente relacionado com
a intensidade das ondas espalhadas no fenocircmeno de difraccedilatildeo em materiais
241 Difratocircmetro
O difratocircmetro eacute constituiacutedo basicamente por um tubo de raios X um porta amostra
onde se incide a radiaccedilatildeo e um detector moacutevel Nos equipamentos modernos a geometria de
Bragg-Brentano se manteacutem com a diferenccedila de que a amostra permanece na posiccedilatildeo horizontal
podendo se movimentar apenas quando se utiliza um sistema de rotaccedilatildeo horizontal sobre o eixo
da amostra Nessa geometria um feixe de radiaccedilatildeo monocromaacutetica incide na amostra em forma
de poacute rotacionada de um acircngulo θ enquanto os dados satildeo coletados por um detector que se
move de 2θ [3637]
Uma representaccedilatildeo esquemaacutetica do funcionamento de um difratocircmetro pode ser vista
na Figura 11 Neste esquema verifica-se que o feixe de Raios X gerado pela fonte (A) sai do
tubo passando pela janela de beriacutelio em forma de uma linha O mesmo passa pela fenda soller
de placas paralelas passando em seguida pela fenda divergente e pela maacutescara que controlam
25
a aacuterea dos Raios X que incidem sobre a amostra (B) O feixe difratado passa pelas fendas anti-
espalhamento de recebimento e soller incidindo no detector (C) apoacutes passar por um
monocromador [353637]
Figura 11 Representaccedilatildeo esquemaacutetica de um Difratocircmetro [35]
As fendas soller tecircm como funccedilatildeo diminuir a divergecircncia axial de um feixe de raios X
A fenda divergente eacute utilizada para limitar a divergecircncia lateral do feixe de raios X de modo
que a superfiacutecie da amostra receba o maacuteximo possiacutevel da radiaccedilatildeo e ao mesmo tempo a
irradiaccedilatildeo do porta amostra seja evitada A maacutescara tem a funccedilatildeo de limitar a aacuterea linear
iluminada sobre a amostra [3839]
O feixe difratado eacute normalmente expresso atraveacutes de picos que se destacam do
background (ou linha de base) registrados num difratograma de intensidade versus o acircngulo
2θ As intensidades obtidas em acircngulos 2θ representadas atraveacutes dos picos nos difratogramas
correspondem agrave difraccedilatildeo do feixe incidente por um determinado conjunto de planos do cristal
que possuem mesma distacircncia interplanar cada qual com iacutendices de Miller hkl (reflexotildees hkl)
A intensidade a posiccedilatildeo angular (2θ) ou distacircncia interplanar (d) e o perfil satildeo as informaccedilotildees
obtidas de cada pico Cada composto cristalino apresenta um padratildeo difratomeacutetrico
caracteriacutestico permitindo sua identificaccedilatildeo atraveacutes das posiccedilotildees angulares e intensidades
relativas dos picos difratados [3639]
Na tabela 2 apresentam-se alguns fatores instrumentais e seus efeitos sobre as posiccedilotildees
forma e larguras dos picos de difraccedilatildeo [414243]
26
Tabela 2 Relaccedilatildeo entre os fatores instrumentais e os efeitos sobre os picos de DRX
25 Meacutetodo de Rietveld
O fiacutesico holandecircs Hugo M Rietveld desenvolveu em 1969 um meacutetodo para refinar
estruturas cristalinas a partir de modelos teoacutericos e de padrotildees de raios X (DRX) ou de necircutrons
[44 45]
O modelo matemaacutetico utilizado no Meacutetodo de Rietveld (MR) refina os perfis teoacutericos
dos picos de difraccedilatildeo de forma que estes perfis se aproximem dos perfis medidos O refinamento
possibilita determinar as propriedades cristalograacuteficas do material analisado como por
exemplo orientaccedilotildees preferenciais (textura) em alguns casos o tamanho meacutedio e a
microdeformaccedilatildeo de cristalitos e as dimensotildees da cela unitaacuteria [44]
Para executar o refinamento de estruturas o MR faz comparaccedilotildees do perfil real de uma
amostra (o observado ou experimental) com espectros teoacutericos calculados a partir de misturas
hipoteacuteticas de fases (o calculado) Compara-se pontualmente os valores obtidos atraveacutes da
diferenccedila entre as intensidades
Os valores satildeo ajustados utilizando-se o meacutetodo dos miacutenimos quadrados ateacute se
conseguir a melhor concordacircncia possiacutevel do padratildeo experimental com o calculado [46]
A diferenccedila entre as intensidades isto eacute a quantidade minimizada no refinamento eacute dada
pela seguinte expressatildeo
Sy = sum 120596119894(119910119894 minus 119910119888119894)2
119894 (4)
FATOR INSTRUMENTAL EFEITO SOBRE O PICO
Alinhamento e colimaccedilatildeo do feixe Afeta na largura e simetria dos picos
Excentricidade da amostra Influecircncia a largura e posiccedilatildeo dos picos
Planaridade da superfiacutecie da
amostra Produz assimetria dos picos em baixos acircngulos
Absorccedilatildeotransparecircncia da amostra Causa deslocamento dos picos alargamento e assimetria
principalmente em amostras com coeficientes de absorccedilatildeo
Tamanho das partiacuteculas e micro
deformaccedilatildeo da rede Causa variaccedilatildeo na largura e forma dos picos
27
Onde 120596119894 representa a intensidade observada no i-eacutesimo ponto (sendo expresso por 120596119894 =
1 119910119894frasl ) e 119910119894 representa a intensidade observada e 119910119888119894 a intensidade calculada [46]
As medidas precisas de intensidades dadas em intervalos de 2θ o incremento de 2θ
constante um modelo inicial proacuteximo a estrutura real da amostra satildeo alguns requisitos que
devem ser analisados antes de se iniciar o refinamento
Deve-se ficar claro que o MR natildeo se trata de um software os programas satildeo utilizados
para realizar os caacutelculos matemaacuteticos requeridos pelo meacutetodo Existem diversos programas
computacionais que usam o MR dentre eles o pacote de programas GSAS (General Structure
Analysis System) [47] e o EXPGUI [48]
Para se descrever o formato dos picos de DRX de materiais nanoestruturados
recomenda-se utilizar a funccedilatildeo perfil pseudo-Voigt de Thompson-Cox-Hasting modificada
(funccedilatildeo de perfil CW 4 no pacote GSAS [47]) que considera o modelo anisotroacutepico de Stephens
e efeitos de textura [4950]
Nesta funccedilatildeo de perfil a largura a meia altura (FWHM) das partes gaussiana (ΓG) e
Lorentziana (ΓL) eacute expressa da seguinte forma
Γ119866 = [(119880 + (1 minus 120578)2119889ℎ1198961198974 Γ119878
2(ℎ119896119897))1199051198861198992120579 + 119881119905119886119899120579 + 119882 +119875
1198881199001199042120579]
12
(5)
e
Γ119871 = 120578119889ℎ1198961198972 Γ119878(ℎ119896119897) 119905119886119899120579 +
119883+119883119890119888119900119904120601
119888119900119904120579 (6)
Onde dhkl eacute a distacircncia entre os planos da rede e θ eacute o acircngulo de Bragg Na parte gaussiana os
paracircmetros V e W dependem dos instrumentos Os paracircmetros P e o termo X + Xecosφ
descrevem respectivamente as contribuiccedilotildees Gaussianas e Lorentzianas para o tamanho de
cristalito Os paracircmetros P e X correspondem ao tamanho de cristalito isotroacutepico enquanto Xe
expressa efeitos de tamanho de cristalito anisotroacutepicos φ eacute o acircngulo entre o vector de reflexatildeo
e o seu respectivo eixo de ampliaccedilatildeo
O paracircmetro de tensatildeo isotroacutepica U e o paracircmetro de tensatildeo anisotroacutepica ΓS (hkl)
expressam o alargamento de pico causado por deformaccedilotildees na rede cristalina ΓS (hkl) eacute uma
28
funccedilatildeo do alargamento (hkl) e depende da simetria de cristal [4950] O paracircmetro η eacute um
coeficiente de mistura que determina as contribuiccedilotildees do alargamento gaussiano (η = 0) e
Lorentziano (η = 1)
O tamanho de cristalito aparente pode ser determinado pela formula de Scherrer
Considerando o refinamento de todos esses paracircmetros para ajustar as larguras de linha e
assumindo que a contribuiccedilatildeo da distribuiccedilatildeo de tamanho de cristalitos eacute anisotroacutepica isto eacute
fazendo P = 0 na equaccedilatildeo 5 pode-se calcular o tamanho de cristalito (lang119889rang) pela seguinte foacutermula
[52]
lang119889rang =(18000119870120582)
119871119909120587 (7)
Considerando tambeacutem que as microtensotildees satildeo isotroacutepicas e fazendo ΓS (hkl) =0 na
equaccedilatildeo 6 pode-se calcular seu percentual pela foacutermula contida no Manual do GSAS [52]
assim a microdeformaccedilatildeo (ε) pode ser expressa por
120576 =120587
18000radic(81198971198992)(119866119880 minus 119866119880119900)100 (8)
Onde GUo eacute o valor previamente obtido do material padratildeo utilizado na calibraccedilatildeo do
equipamento Os valores obtidos para a amostra padratildeo satildeo considerados como iniciais para
paracircmetros ajustaacuteveis e mantidos fixos para os demais durante o ajuste de difratogramas de
amostras em estudo [53]
Durante o refinamento pelo meacutetodo de Rietveld um conjunto de paracircmetros varaacuteveis eacute
calculado e refinado em relaccedilatildeo aos dados digitalizados do difratograma abaixo apresenta-se
um breve detalhamento desses paracircmetros [414243]
29
1- Fator de escala corresponde agrave correccedilatildeo de proporcionalidade entre o padratildeo
difratomeacutetrico calculado e o observado
2- Linha de base (background) eacute corrigida a partir de dados coletados no proacuteprio
difratograma e da interpolaccedilatildeo entre estes pontos Eacute importante conhecer o
comportamento da linha de base jaacute que esta fornece informaccedilotildees a respeito da presenccedila
de fases amorfas na amostra e pode ser incluiacuteda em uma rotina de quantificaccedilatildeo das
fases envolvidas
3- Perfil de pico conjunto de funccedilotildees analiacuteticas em que se modelam efeitos relacionados
ao perfil Algumas equaccedilotildees analiacuteticas satildeo propostas para corrigir estes efeitos como
as equaccedilotildees Gaussiana Lorentziana e de assimetria
4- Paracircmetros da ceacutelula Podem ser corrigidos pela Lei de Bragg (nλ=2dsenθ) onde o
espaccedilamento d estaacute relacionado aos iacutendices de Miller e portanto aos paracircmetros de
ceacutelula (a b c α β γ) A indexaccedilatildeo dos picos eacute feita levando-se em conta os paracircmetros
da ceacutelula e a intensidade calculada o que mostra certa vantagem em relaccedilatildeo a teacutecnicas
convencionais pois todos os paracircmetros que influenciam na discrepacircncia dos valores
de d satildeo refinados conjuntamente com os das intensidades
5- Fator de estrutura os paracircmetros variaacuteveis deste fator satildeo posiccedilotildees atocircmicas fatores
de temperatura isotroacutepicos ou anisotroacutepicos e o nuacutemero de ocupaccedilatildeo
6- Deslocamento paracircmetros de correccedilatildeo dos deslocamentos devido agrave fuga do ponto focal
da oacuteptica do difratocircmetro
7- Orientaccedilatildeo preferencial correccedilatildeo de problemas gerados na preparaccedilatildeo de amostra
Trabalhos da literatura mostram que a reduccedilatildeo computacional da orientaccedilatildeo preferencial
tem eficiecircncia limitada daiacute a preocupaccedilatildeo em controlar este efeito durante a preparaccedilatildeo
da amostra
30
251 Iacutendices de avaliaccedilatildeo da qualidade do refinamento
A qualidade do refinamento deve ser verificada atraveacutes de indicadores estatiacutesticos
numeacutericos que satildeo utilizados durante o processo iterativo (caacutelculos) e apoacutes o teacutermino deste
para aferir se o refinamento estaacute se procedendo de modo satisfatoacuterio [46]
Os refinamentos realizados no software GSAS [47] devem ser acompanhados no que
diz respeito a convergecircncia ao miacutenimo global por iacutendices de confiabilidade para julgar a
qualidade dos mesmos dentre eles o Rwp (R ponderado) e o 1205362 chamado de ldquogoodnees of fit
os quais estatildeo relacionados com o perfil do difratograma [46]
O Rwp eacute expresso por
119877119908119901 = ( radicsum 120596119894(119910119894minus 119910119888119894)2
119894
sum 120596119894(119910119894)2119894
) 119909 100 (9)
O denominador do Rwp eacute a funccedilatildeo de minimizaccedilatildeo (equaccedilatildeo 4) Esse eacute o iacutendice que deve
ser analisado para verificar se o refinamento estaacute convergindo Se o valor de Rwp estaacute
diminuindo entatildeo o refinamento estaacute sendo bem-sucedido Bons refinamentos fornecem
valores de Rwp da ordem de 2 a 10 tipicamente se encontram entre 10 e 20 [46]
O Rexp eacute o valor estatisticamente esperado sendo expresso conforme [54]
119877119890119909119901 = [(119873minus119875)
sum 119908119894(119910119894(119900119887119904))sup2]
12frasl
(10)
Por sua vez o 1205362 eacute definido como
1205942 = 119877119908119901
119877119890119909119901 (11)
Trata-se de um iacutendice frequentemente utilizado estando relacionado agrave qualidade do
ajuste entre o difratograma calculado e o observado Espera-se que seu valor seja equivalente a
10 em um refinamento perfeito sendo que na praacutetica valores em torno de 50 caracterizam
refinamentos otimizados [43] O Rexp utilizado para se determinar o valor de 1205362 eacute o valor
estatisticamente esperado para o Rwp
31
252 GSAS-EXPGUI
O diagrama de blocos da Figura 12 descreve os procedimentos a serem seguidos para se
iniciar um refinamento no software EXPGUI [48]
Figura 12 Diagrama de blocos com ordem dos procedimentos para iniacutecio do refinamento no EXPGUI
Iniciar o programa
Adicionar as fases
Inserir o Difratograma Experimental
Inserir o arquivo PRM
Escolha da funccedilatildeo de background
powpref
genles
Abertura do programa com criaccedilatildeo de um novo arquivo referente ao
refinamento que seraacute iniciado
A adiccedilatildeo das fases presentes na amostra normalmente utiliza-se arquivos
com as informaccedilotildees cristalograacuteficas com a extensatildeo cif
Insere-se o arquivo contendo o difratograma experimental (com a extensatildeo
gsas)
Inserir o PRM O arquivo PRM conteacutem informaccedilotildees instrumentais do
difratocircmetro utilizado como por exemplo o nome do difratocircmetro o
comprimento de onda da radiaccedilatildeo utilizada a polarizaccedilatildeo e os paracircmetros de
perfil relacionados ao alargamento instrumental
O passo seguinte eacute a escolha da funccedilatildeo de background e o nuacutemero de termos
que se iraacute utilizar O programa dispotildee de 8 tipos de funccedilotildees background Na
sequecircncia deve-se escolher a funccedilatildeo de perfil que iraacute modelar os picos de
difraccedilatildeo O GSAS possui cinco funccedilotildees Nesse trabalho utilizou-se a funccedilatildeo
nuacutemero 4
Preparar e carregar os dados
Prepara para rodar os ciclos de refinamento
32
Concluiacutedo os processos descritos na Figura 12 inicia-se o refinamento dos paracircmetros
vale ressaltar que a utilizaccedilatildeo da funccedilatildeo perfil pseudo-Voigt de Thompson-Cox-Hasting
modificada embora seja mais interessante para refinamentos de estruturas ela pode apresentar
alguma complicaccedilatildeo devido agrave grande quantidade de paracircmetros altamente correlacionados (GU
GV GW GP LX) que tornam a convergecircncia um desafio agrave paciecircncia
Entretanto a sua aplicaccedilatildeo pode ser significativamente simplificada se um refinamento
preacutevio de uma amostra padratildeo for realizado e os paracircmetros instrumentais obtidos forem
usados como paracircmetros iniciais para o refinamento do material desejado [46]
Na Figura 13 apresenta-se um print da interface do EXPGUI Durante os procedimentos
de refinamento
Figura 13 Interface do EXPGUI para refinamento dos paracircmetros
Para refinamento dos paracircmetros o conhecimento da correlaccedilatildeo de cada fator torna mais
faacutecil o sucesso e a qualidade final do refinamento Escolhendo-se a funccedilatildeo de perfil 4 tem-se as
seguintes correlaccedilotildees mostradas na tabela 3
33
Tabela 3 Correlaccedilotildees e definiccedilotildees para as variaacuteveis envolvidas no refinamento pelo MR no EXPGUI
PARAcircMETRO CORRELACcedilAtildeO NO MODELO REFINADO
GV e GW Definem a largura da gaussiana relacionada ao alargamento instrumental
GU Define a largura da gaussiana relacionada agrave micro deformaccedilatildeo da rede
GP Define a largura da gaussiana relacionada ao tamanho de cristalito
LX Define a largura da lorentziana relacionada ao tamanho de cristalito
PTEC Avalia a anisotropia do tamanho de cristalito relacionada ao alargamento de
Lorentz
SHKL Define a micro deformaccedilatildeo da rede relacionada ao alargamento de Lorentz Seu
nuacutemero de termos depende da simetria de Laue
TRNS Descreve a profundidade de penetraccedilatildeo dos raios X em uma amostra
SHFT Determina o deslocamento em 2θ devido agrave posiccedilatildeo da amostra no porta amostra
SFEC Avalia a anisotropia quando haacute falhas de empilhamento da rede
ETA Eacute o termo de mistura entre as contribuiccedilotildees de Gauss e de Lorentz
SL e HL Satildeo termos de assimetria relacionados agrave divergecircncia axial
25 Calorimetria Diferencial de Varredura
A calorimetria diferencial de varredura (Differential Scanning Calorimetry- DSC) eacute um
meacutetodo de medida bem estabelecido e usado numa ampla escala em diferentes aacutereas de
pesquisa Com as medidas de DSC eacute possiacutevel investigar a evoluccedilatildeo teacutermica dos materiais e
tambeacutem avaliar grandezas como pureza capacidade teacutermica calor de transiccedilatildeo transiccedilotildees
viacutetreas relaxaccedilatildeo teacutermica [2]
O sistema DSC consiste na detecccedilatildeo de um sinal eleacutetrico gerado pela diferenccedila de
temperatura entre o material de referecircncia cujo comportamento com a temperatura eacute conhecido
e o material que estaacute sendo investigado (amostra) O DSC eacute um meacutetodo calorimeacutetrico no qual
satildeo medidas diferenccedilas de energia A Figura 14 ilustra a configuraccedilatildeo de um DSC
34
Figura 14 Ilustraccedilatildeo da configuraccedilatildeo de um DSC
As curvas construiacutedas com os dados DSC permitem identificar substacircncias construir
diagramas de fase aleacutem de determinar a fraccedilatildeo de cristalinidade dos materiais A amostra natildeo
inerte pode sofrer periodicamente fenocircmenos de absorccedilatildeo ou geraccedilatildeo de calor em funccedilatildeo do
tempo temperatura e posiccedilatildeo do meio Entre os processos de absorccedilatildeo de calor (endoteacutermicos)
pode-se destacar a fusatildeo a sublimaccedilatildeo a adsorccedilatildeo e entre os processos de geraccedilatildeo de calor
(exoteacutermicos) destacam-se a cristalizaccedilatildeo e a desorccedilatildeo
De acordo com o fenocircmeno ocorrido com a amostra no interior do equipamento a curva
gerada poderaacute apresentar picos endoteacutermicos ou exoteacutermicos a associaccedilatildeo dos dados com um
diagrama de fases um DRX ou outra teacutecnica poderaacute ser necessaacuterio para se extrair informaccedilotildees
consistentes A Figura 15 ilustra as possiacuteveis configuraccedilotildees encontradas em uma curva tiacutepica
de DSC
Figura 15 Representaccedilatildeo graacutefica dos padrotildees geneacutericos de picos apresentados no DSC
35
Dentre os possiacuteveis fenocircmenos apresentados por uma amostra em um DSC pode-se
obter picos exoteacutermicos ou endoteacutermicos Pode-se calcular a energia de ativaccedilatildeo (Ea) necessaacuteria
para promover a cristalizaccedilatildeo ou a nucleaccedilatildeo de uma fase Para tanto eacute necessaacuterio conhecer
valores de temperaturas de pico de cristalizaccedilatildeo (Tc) medidas para diferentes taxas de
aquecimento constantes (τ) e aplicar esses valores na equaccedilatildeo de Kissinger mostrada abaixo
[2]
119897119899 (τ
1198791198882) = minus
119864119886
119877119879119888+ 119888 (12)
onde R = 831 Jmol K eacute a constante molar dos gases e c eacute uma constante arbitraria
36
3 PROCEDIMENTOS EXPERIMENTAIS
31 Produccedilatildeo da Amostra
Para produccedilatildeo da amostra de Bi3Ni utilizou-se a formula AxBy onde x + y =100 e as
relaccedilotildees abaixo descritas as quais permitem encontrar os valores em fraccedilatildeo da massa de cada
componente
119872119879119900119905119886119897 = (119909
119909+119910) 119872119860 + (
119910
119909+119910) 119872119861
119876119860 = (119909
119909+119910)
119872119860
119872119879119874119879119860119871 e (13)
119876119861 = (119910
119909 + 119910)
119872119861
119872119879119874119879119860119871
onde MTotal = massa total a ser pesada MA = massa do elemento A (constante na Tabela
Perioacutedica) MB = massa do elemento B (constante na Tabela Perioacutedica) QA = fraccedilatildeo da massa
do elemento A a ser pesada e QB = fraccedilatildeo da massa do elemento B a ser pesada
Considerando-se as relaccedilotildees acima a amostra composta pelos elementos quiacutemicos
Niacutequel (Ni) e Bismuto (Bi) foi produzida com a massa total de 3 gramas sendo 026 gramas
de Ni (Alfa Aesar com 9995 de pureza e com tamanho de partiacutecula de minus100 mesh) e 274
gramas de Bi (Alfa Aesar com 9995 de pureza e com tamanho de partiacutecula de minus100 mesh)
Para pesagem foi utilizada a balanccedila eletrocircnica de alta precisatildeo (001mg) SHIMADZU modelo
(AUW220D)
32 Siacutentese Mecacircnica
Apoacutes a preparaccedilatildeo da amostra iniciou-se a fase da moagem mecacircnica Para tal utilizou-
se o moinho High Energy Ball Mill Emax da Retsch pertencente ao Laboratoacuterio de Siacutentese e
Caracterizaccedilatildeo de Nanomateriais (LSCN) do IFAM O moinho Emax combina vantagens de
diversos tipos de moinho tais como impacto de alta frequecircncia (moinho oscilante) atrito
37
intenso (moinho oscilante de discos) e movimentos rotativos controlados do vaso de moagem
(moinho de bolas planetaacuterio) o que proporciona um oacutetimo desempenho [55]
Na Figura 16 satildeo mostradas as imagens do moinho na imagem agrave esquerda observa-se a posiccedilatildeo
de fixaccedilatildeo dos dois jarros de moagem
Figura 16 Moinho High Energy Ball Mill Emax
Os suportes de cada vaso satildeo afixados sobre dois discos que giram no mesmo sentido
movendo assim os vasos por uma trajetoacuteria circular sem que estes modifiquem sua orientaccedilatildeo
A accedilatildeo combinada da geometria dos vasos e da mecacircnica do movimento gera um forte atrito
entre as bolas a amostra e as paredes do vaso bem como uma elevada aceleraccedilatildeo que lanccedila as
bolas com forte impacto contra a amostra junto agraves paredes do vaso Disso resulta uma melhor
mistura das partiacuteculas e uma menor granulometria final [55]
O moinho possui um sistema de resfriamento por aacutegua permitindo que a elevada
aplicaccedilatildeo de energia possa ser aproveitada com eficiecircncia no processo de moagem sem que a
amostra se superaqueccedila
A amostra foi colocada no jarro de moagem juntamente com 3 esferas de accedilo inoxidaacutevel
com massa total de 2092 g resultando numa BPR aproximada de 71 O jarro de moagem foi
levado a glove box onde foi realizado o vaacutecuo do ambiente com a posterior injeccedilatildeo de gaacutes
Argocircnio e a selagem do vaso de moagem Esse procedimento teve como objetivo evitar uma
possiacutevel oxidaccedilatildeo da amostra durante a moagem mecacircnica
38
Na Figura 17 eacute possiacutevel visualizar o jarro de moagem em dois momentos sendo o
primeiro entes do fechamento com as esferas e a amostra e posteriormente durante o processo
de fechamento dentro da glove box
Figura 17 Preparaccedilatildeo e selagem do vaso de moagem
O primeiro processo de moagem da mistura foi realizado durante uma hora Apoacutes esse
tempo o jarro foi aberto e feito uma Difraccedilatildeo de Raios X (DRX) da amostra Seguiu-se entatildeo
para selagem do vaso de moagem e preparaccedilatildeo para novo ciclo de moagem O intervalo de
moagem passou a ser de 3 horas sendo realizado em trecircs etapas de 1 hora entre cada etapa
houve um intervalo de 5 minutos para resfriamento da amostra realizadas sem abertura do jarro
de moagem
No procedimento foi utilizada a rotaccedilatildeo de 1000 rpm a temperatura do vaso variou de
27 degC agrave 39 degC no final da moagem Apoacutes as 3 horas de moagem o vaso foi aberto e realizou-se
um DRX da amostra Esse processo se repetiu por seis vezes tendo gerado intervalos de tempo
de1h 4hs 7hs 10hs 13hs 16hs e 19hs de moagem
O fim da moagem foi estabelecido com base na anaacutelise dos difratogramas da amostra e
da constataccedilatildeo de equiliacutebrio na evoluccedilatildeo ou formaccedilatildeo de novas fases
39
33 Difraccedilatildeo de Raios X
As medidas de DRX foram realizadas no Laboratoacuterio de Materiais (LabMat) da UFAM
utilizando um Difratocircmetro de Raio-X modelo Empyrean da PANalytical com radiaccedilatildeo CuKα1
de 1 5406 Aring e se dividiram em duas etapas
A primeira etapa foi realizada com os intervalos de 1h 4hs 7hs 10hs 13hs 16hs e 19
horas e teve como finalidade acompanhar a evoluccedilatildeo estrutural da amostra e confirmar a
formaccedilatildeo da fase uacutenica de Bi3Ni
A Figura 18 apresenta o porta amostra em duas etapas distintas a primeira com a
amostra sendo preparada adequadamente e na segunda pronta para a realizaccedilatildeo do DRX
Figura 18 Preparaccedilatildeo da amostra para realizaccedilatildeo de DRX
Os difratogramas experimentais gerados foram submetidos agrave identificaccedilatildeo das fases
cristalinas atraveacutes de comparaccedilotildees com padrotildees difratomeacutetricos disponibilizados no banco de
dados do Inorganic Crystal Structure Database ndash ICSD
Na Figura 19 apresenta-se o goniocircmetro difratocircmetro de raio-X modelo Empyrean da
PANalytical
40
Figura 19 Difratocircmetro de Raio-X modelo Empyrean da PANalytical
Os padrotildees usados de DRX foram os seguintes
Faixa de acircngulo 10 ndash 100deg
Velocidade de escaneamento 1deg min
Tempo aproximado de realizaccedilatildeo do difratograma 45 min
Tubo de raio-X de cobre (Cu)
Voltagem 40 kV
Corrente 30 mA
Divergecircncia de fenda 10 (deg)
Dispersatildeo de fenda 10 (deg)
A segunda etapa das medidas de DRX foi realizada com uso do forno e medidas in situ
tendo sido realizadas com a amostra moiacuteda por 19 horas nas temperaturas de 250 2500 3000 e
350 0C essas medidas tiveram a finalidade de acompanhar o comportamento estrutural em
funccedilatildeo da temperatura e estudar a estabilidade teacutermica da amostra Detalhes do forno estatildeo
ilustrados nas Figuras 20
41
Figura 20 Preparaccedilatildeo da amostra e porta amostra no forno do DRX
A primeira mediccedilatildeo foi realizada a temperatura de 25 oC seguindo-se de um
aquecimento a taxa de 10 oCmin ateacute atingir a temperatura de 250 oC apoacutes atingir a temperatura
procedeu-se uma execuccedilatildeo de uma isoteacutermica por 10 minutos antes da mediccedilatildeo in situ de DRX
O procedimento foi repetido para as temperaturas de 300 oC e 350 oC conforme pode-se
observar na rampa de aquecimento da Figura 21
Figura 21 Rampa de aquecimento para medidas in situ de DRX
34 Refinamento pelo Meacutetodo de Rietveld
Para realizaccedilatildeo dos refinamentos pelo MR desta dissertaccedilatildeo utilizou-se o programa
GSAS (General Structure Analysis System) e o EXPGUI [4748]
42
Para se descrever o formato dos picos de DRX utilizou-se a funccedilatildeo perfil pseudo-Voigt
de Thompson-Cox-Hasting modificada funccedilatildeo de perfil CW 4 no pacote GSAS que considera
o modelo anisotroacutepico de Stephens e efeitos de textura [4950]
Para o coeficiente de mistura (η) que determina as contribuiccedilotildees do alargamento
gaussiano (η = 0) e Lorentziano (η = 1) nas equaccedilotildees 5 e 6 foi utilizado neste trabalho o valor
de η = 075
Os coeficientes de alargamento instrumental V e W constantes na equaccedilatildeo 5 foram
previamente obtidos a partir do DRX de uma amostra padratildeo bem cristalizada e mantidos fixos
no refinamento dos dados experimentais
Para o caacutelculo do tamanho meacutedio de cristalito com o uso da equaccedilatildeo 7 utilizou-se o
valor de K = 091 e 120582=0154056 nm
O GSAS dispotildee de 8 tipos de funccedilotildees de background neste trabalho utilizou-se a funccedilatildeo
polinomial de Chebyshev o nuacutemero de termos variou tendo sido utilizados 20 termos na funccedilatildeo
polinomial para refinamentos com a presenccedila da fase amorfa e 6 termos apoacutes a cristalizaccedilatildeo da
fase amorfa
Para iniacutecio do refinamento no programa EXPGUI foi utilizado o diagrama de blocos da
Figura 12 e para o refinamento dos paracircmetros as correlaccedilotildees da tabela 3
35 Tratamento Teacutermico
Foi realizado um tratamento teacutermico na amostra moiacuteda por 19 horas com a finalidade
de promover o relaxamento dos defeitos e tensotildees causados durante a moagem mecacircnica e a
cristalizaccedilatildeo da fase amorfa presente A partir da temperatura ambiente 25 oC iniciou-se o
aquecimento a uma taxa de 10 oCmin A temperatura final foi de 800 oC seguindo-se do
desligamento do forno que se manteve fechado ateacute que a temperatura da amostra atingisse
25 oC Em seguida a amostra foi retirada do forno e foi realizado um DRX Utilizou-se um forno
tubular com tubo de quartzo e uma atmosfera com fluxo constante de gaacutes argocircnio ilustrado
na Figura 22
43
Figura 22 Forno utilizado para realizar o tratamento teacutermico
36 Calorimetria Diferencial de Varredura (DSC)
As medidas de DSC foram realizadas na amostra moiacuteda por 19 horas em uma ceacutelula
Netzsch modelo DSC 3500 Sirius pertencente ao Laboratoacuterio de Termo ciecircncias da UFAM
Para realizaccedilatildeo das medidas utilizou-se um fluxo de proteccedilatildeo de N2 a 50 mlmin com
temperatura inicial de 25 oC e temperatura final de 550 oC
Foram realizadas quatro medidas com as taxas de transferecircncia de calor de 25 oCmin
5 oCmin 10 oCmin e 20 oCmin Foram utilizados cadinhos (porta amostra) de alumiacutenio e a
massa meacutedia de 22 mg de amostra foi utilizada nos quatro experimentos
Na Figura 23 eacute mostrada a ceacutelula Netzsch modelo DSC 3500 Sirius onde foram
realizadas as medidas e os cadinhos sendo dois fechados e um com a amostra visiacutevel
Figura 23 Equipamento utilizado para realizar o DSC
44
4 RESULTADOS E DISCUSSOtildeES
41 Evoluccedilatildeo estrutural
A Figura 24 mostra a evoluccedilatildeo estrutural durante o processo de siacutentese conforme
descrito nos procedimentos experimentais Qualitativamente podemos ver nesta figura uma
modificaccedilatildeo gradativa dos padrotildees de difraccedilatildeo O pico mais intenso da amostra moiacuteda por 1
hora corresponde ao plano (1 0 -2) do Bi precursor
Acompanhando o comportamento deste plano em especiacutefico constata-se que entre a
primeira e a quarta hora o mesmo sofre apenas uma ligeira diminuiccedilatildeo Concomitantemente
com este decreacutescimo emergem pequenos novos picos em 2θ aproximadamente entre 28 e 35o
Com 7 horas de moagem os novos picos satildeo evidentes e foram identificados junto agrave base de
dados do ICSD como a estrutura desejada Bi3Ni grupo espacial Pnma (cartatildeo nuacutemero 391336)
Em 13 horas de moagem o pico do Bi atinge seu miacutenimo e segue estaacutevel ateacute 19 h de moagem
Dada a observaccedilatildeo da estabilizaccedilatildeo estrutural o processo foi interrompido Uma anaacutelise mais
detalhada dos difratogramas seraacute mostrada e discutida na sequecircncia
Figura 24 Padratildeo de difraccedilatildeo observado para amostra e Bi3Ni durante todo intervalo de moagem
10 20 30 40 50 60 70 80
19h
16h
1h
10h
1h
7h
4h
2(graus)
1h
13h
Inte
nsid
ade (
ua
)
45
Na Figura 25 mostramos a indexaccedilatildeo das fases na primeira hora de moagem onde foi
verificada o iniacutecio da nucleaccedilatildeo do Bi3Ni Tambeacutem eacute possiacutevel observar os picos do elemento
precursor minoritaacuterio no caso o Niacutequel (cartatildeo ICSD 64703)
Figura 25 Difratograma obtido apoacutes a primeira hora de moagem
Seguindo o processo de moagem conforme descrito nos procedimentos experimentais
a amostra foi moiacuteda por mais 3 horas totalizando 4 horas de moagem os difratogramas obtidos
satildeo apresentados nas Figuras 26 e 27 Nesta etapa jaacute natildeo eacute mais possiacutevel identificar a presenccedila
dos picos referentes ao niacutequel dessa forma somente satildeo observados os picos do bismuto e do
Bi3Ni Poreacutem como verificamos na Figura 24 a nucleaccedilatildeo da liga Bi3Ni continua ocorrendo
sistematicamente
Na Figura 26 mostramos uma comparaccedilatildeo do difratograma padratildeo de Bi3Ni (cartatildeo
nuacutemero 391336 do ICSD) com o difratograma da amostra moiacuteda por 4 horas plotados em
conjunto para destacar a nucleaccedilatildeo da fase de Bi3Ni
Na Figura 27 apresenta-se o resultado do refinamento pelo meacutetodo de Rietveld para as
4 horas de moagem Eacute possiacutevel verificar um bom acordo entre o padratildeo de DRX da amostra e
o padratildeo refinado por MR Os fatores de qualidade podem ser verificados na tabela 4 Neste
refinamento obtivemos uma fraccedilatildeo de fase equivalente a 67 de Bi e 33 de Bi3Ni
46
Figura 26 Difratograma da amostra moiacuteda durante 4 horas (curva com ruiacutedo) e o padratildeo idealizado
do Bi3Ni calculado a partir do arquivo CIF (cartatildeo ICSD no 391336)
Figura 27 Padratildeo observado no DRX (4horas) calculado e residual obtidos no refinamento pelo MR
10 20 30 40 50 60 70 80
23 24 25 26 27 28 29 30 31 32 33
Inte
nsid
ade (
ua
)
2(graus)
4 horas
CIF Bi3Ni
10 20 30 40 50 60 70 80
Experimental
Calculado
Residual
Inte
nsid
ade (
u a)
2 (graus)
4 horas
25 30 35 40 45
47
Em todas as etapas do processo de moagem foram obtidos refinamentos com iacutendices de
qualidade muito semelhantes Natildeo houve alteraccedilatildeo nos acircngulos da ceacutelula unitaacuteria do composto
de Bi3Ni que permanecerem com α= β= λ = 90o Os valores obtidos para os iacutendices de avaliaccedilatildeo
da qualidade e os paracircmetros de rede encontram-se na tabela 4
Tabela 4 Valores de Rwp e 1205362 obtidos nos refinamentos realizados durante o processo de moagem
mecacircnica para o Bi3Ni
Com os resultados obtidos nos refinamentos determinou-se as contribuiccedilotildees em
porcentagem de cada fase em funccedilatildeo do tempo de moagem Verifica-se que apoacutes a primeira
hora de moagem natildeo se identifica no difratograma a presenccedila de Ni entretanto a fase de Bi3Ni
continua nucleando indicando que ainda existe niacutequel disponiacutevel para a formaccedilatildeo desta fase
Pode-se conceber algumas hipoacuteteses para este fato A primeira refere-se agrave sensibilidade do
equipamento de DRX que natildeo identifica precisamente elementos com fraccedilatildeo de fase menor
que 10 Outa hipoacutetese provaacutevel pode ser atribuiacutea a uma adesatildeo do niacutequel nas paredes do jarro
de moagem ou nas esferas de accedilo tendo em vista sua ductilidade
Na Figura 28 foi plotado a fraccedilatildeo de cada uma das fases presentes no processo de
moagem em funccedilatildeo do tempo Fica evidente que apoacutes a primeira hora a fraccedilatildeo de fase do niacutequel
eacute zero mas continua ocorrendo a nucleaccedilatildeo do Bi3Ni que estabiliza em 13 horas
TEMPO DE MOAGEM RWP 1205362 PARAcircMETROS DE REDE DO BI3NI
a (Å) b (Å) c (Å) Volume (Å3)
4 HORAS 77 139 8890(9) 4102(1) 11502(1) 41949(6)
7 HORAS 70 137 8891(3) 4106(1) 11500(1) 41986(9)
10 HORAS 71 131 8888(1) 4104(8) 11495(1) 41939(5)
13 HORAS 65 124 8893(5) 4104(3) 11507(1) 42003(2)
16 HORAS 64 124 8888(7) 4102(9) 11499(9) 41940(1)
19 HORAS 63 123 8894(1) 4105(1) 11506(5) 42012(3)
48
Figura 28 Fraccedilatildeo das fases de Ni Bi e Bi3Ni em funccedilatildeo do tempo de moagem
Utilizando-se a equaccedilatildeo 7 com os dados obtidos no refinamento pelo MR calculou-se
o tamanho meacutedio dos cristalitos de Bi3Ni em funccedilatildeo do tempo de moagem Na Figura 29
apresenta-se em forma de um graacutefico os valores obtidos Observamos que entre a quarta e a
seacutetima hora haacute um aumento aproximado de 14 no tamanho meacutedio do cristalito pode-se
atribuir esse aumento a uma possiacutevel deformaccedilatildeo plaacutestica da amostra acarretando num
acreacutescimo da aacuterea de superfiacutecie o que aumentaria progressivamente a probabilidade de
soldagem a frio dessas partiacuteculas gerando assim um aumento do tamanho meacutedio do cristalito
Entre a seacutetima e a deacutecima hora de moagem ocorre uma reduccedilatildeo de 26 no tamanho do
cristalito maior valor percentual obtido entre intervalos de moagem Entre a deacutecima sexta e a
deacutecima nona hora haacute uma estabilizaccedilatildeo no processo de reduccedilatildeo do tamanho de cristalito
Obtivemos no final do processo uma reduccedilatildeo total de aproximadamente 59 o que representa
um tamanho meacutedio de cristalito na ordem de 2653 nm
Plota-se na Figura 29 um graacutefico com tamanho meacutedio de cristalito do composto Bi3Ni
em funccedilatildeo do tempo de moagem
0 5 10 15 20
0
20
40
60
80
100
Fra
ccedilao d
e fases (
)
Tempo de moagem ( horas)
Bi
Bi3Ni
Ni
49
Figura 29 Tamanho meacutedio de cristalito de Bi3Ni em funccedilatildeo do tempo de moagem
Natildeo houve formaccedilatildeo de novas fases ou aparentemente quaisquer outras alteraccedilotildees
significativas apoacutes a deacutecima terceira hora de moagem Os uacutenicos efeitos com a continuaccedilatildeo da
moagem foram a melhora da cristalizaccedilatildeo da fase de interesse e o aumento de intensidade do
perfil referente a fase amorfa Poreacutem o processo de moagem totalizou 19 horas a finalidade
deste intervalo apoacutes a estabilizaccedilatildeo de formaccedilatildeo da fase pretendida foi verificar a possibilidade
de oxidaccedilatildeo da amostra que ficou exposta ao ambiente durante a execuccedilatildeo do DRX
Observa-se nos difratogramas da Figura 24 a formaccedilatildeo de uma acentuada elevaccedilatildeo na
linha de base entre a faixa de 2θ que vai de aproximadamente 26deg a 36deg A forma ou perfil
dessa elevaccedilatildeo eacute um forte indicio do aparecimento de uma fase amorfa Para alcanccedilar bom
acordo nos refinamentos Rietveld foram necessaacuterios 20 termos na funccedilatildeo polinomial de
Chebyshev para descrever estas linhas de base (background)
Analisando-se portanto os difratogramas referentes agraves etapas de 10 13 16 e 19 horas
eacute possiacutevel identificar o crescimento dessa fase amorfa conforme mostramos na Figura 30
4 6 8 10 12 14 16 18 20
25
30
35
40
45
50
55
Ta
ma
nh
o m
eacuted
io d
e c
rista
lito
(n
m)
Tempo de moagem (horas)
50
Estas curvas satildeo particularmente interessantes uma vez que podemos avaliar as
distacircncias R entre os primeiros vizinhos da fase desordenada aplicando a equaccedilatildeo de Ehrenfest
que pode ser expressa como [56]
2Rsen(θ) = 123λ (14)
O maacuteximo destas curvas correspondem a 2θ ~29o o que nos leva a distacircncias aproximada
de 38 Aring Esta distacircncia natildeo fere nenhum viacutenculo de distancias entre os atamos para
Ni-Ni~248 Aring Ni-Bi~ 278 Aring Bi-Bi~308 Aring Bi-O~214 Aring
Figura 30 Comparaccedilatildeo das funccedilotildees de background para a amostra moiacuteda por 10 13 16 e 19 horas
Com objetivo de avaliar com mais detalhes a estrutura nanocristalina e amorfa
realizamos medidas de difraccedilatildeo com configuraccedilotildees que produzissem uma maior qualidade nos
dados obtidos utilizamos uma cacircmara com baixo vaacutecuo e aumentamos o tempo de aquisiccedilatildeo
dos dados
A Figura 31 mostra o padratildeo obtido para a amostra final moiacuteda por 19 horas
Destacamos a evidente fase amorfa que se forma
10 20 30 40 50 60 70 80
19 horas
16 horas
13 horas
10 horas
Inte
nsid
ade (
u a)
2 (graus)
51
Figura 31 Formaccedilatildeo da fase amorfa na amostra de Bi3Ni apoacutes 19 horas de moagem
Comparando o padratildeo de DRX obtido para amostra moiacuteda por 19 horas com o
difratograma padratildeo de Bi3Ni (cartatildeo nuacutemero 391336 do ICSD) pode-se constatar a
equivalecircncia dos picos conforme apresentada Figura 32
Com os difratogramas de maior resoluccedilatildeo verificamos a presenccedila embora em uma
pequena fraccedilatildeo de Bi (ICSD no 64703) Assim como uma ligeira sugestatildeo da existecircncia de
Bi2O3 (ICSD no 41764) vislumbra-se essa fase em virtude da possiacutevel oxidaccedilatildeo da amostra
devido as sucessivas aberturas do jarro de moagem para realizaccedilatildeo do DRX entretanto
diferentemente do que se percebe para o bismuto natildeo haacute nenhum pico referente ao oxido de
bismuto
Na posiccedilatildeo de 2θ~27o existe um pico caracteriacutestico do Bi2O3 entretanto mesmo com a
melhor resoluccedilatildeo do DRX natildeo eacute possiacutevel distinguir claramente a fase do oxido de bismuto
assim durante o processo de refinamento pelo MR natildeo foi adicionada a fase relativa ao oxido
O refinamento pelo meacutetodo de Rietveld referente a amostra moiacuteda por 19h encontra-se
na Figura 33 percebe-se a boa concordacircncia obtida para a fase de interesse Bi3Ni e a fase
20 30 40 50 60 70 80
Bi
Inte
nsid
ade (
u a)
2 (graus)
Bi
20 25 30 35 40 45
52
amorfa O asterisco indicando o pico principal do Bi salienta que essa fase por contribuir
modestamente em um difratograma tatildeo complexo natildeo eacute bem ajustada
Figura 32 Difratograma da amostra moiacuteda 19h em conjunto com os CIFs de o Bi3Ni Bi e Bi2O3
Figura 33 Difratograma da amostra moiacuteda 19h e refinada por meacutetodo de Rietveld partindo dos CIFs
do Bi3Ni Bi
20 30 40 50 60 70 80
19 horas
Bi3Ni
Bi
Bi2O
3
In
tensid
ade (
u a)
2 (graus)
25 30 35 40
20 30 40 50 60 70 80
Experimental (19h)
Calculado
Residual
Inte
nsid
ade (
u a)
2 (graus)
20 25 30 35 40 45 50
53
Os trabalhos cientiacuteficos que versam sobre a produccedilatildeo e a caracterizaccedilatildeo do composto
Bi3Ni descrevem que a siacutentese pode ser realizada por vaacuterios mecanismos normalmente as
metodologias mais usadas para obtenccedilatildeo envolvem os processos em meio quiacutemico a
eletrodeposiccedilatildeo e a solidificaccedilatildeo raacutepida Em alguns casos utilizou-se longos processos teacutermicos
que envolvem a permanecircncia da amostra num forno de resistecircncia a 1100 degC durante 3 dias
[13] ou processos de sinterizaccedilatildeo com recozimento a vaacutecuo a temperatura de 1000 degC por 24
horas [15] Relata-se tambeacutem que conforme ocorreu neste trabalho algumas amostras
apresentam pequenos traccedilos de Bi em sua composiccedilatildeo final [13]
Dessa forma o primeiro desafio desse trabalho foi produzir uma fase uacutenica de Bi3Ni por
meio da moagem mecacircnica entretanto verificou-se no resultado obtido no DRX e no
refinamento pelo MR que a fase de Bi3Ni embora apresente uma fraccedilatildeo de 999 ainda possui
leves traccedilos do pico mais intenso de bismuto (indicado por um asterisco na Figura 33) Uma
proposta futura seria portanto acrescentar uma pequena quantidade de Ni para interagir com
esse Bi remanescente
42 Medidas de DRX in situ
Com o objetivo de estudar a estabilidade teacutermica e acompanhar a evoluccedilatildeo estrutural da
amostra em funccedilatildeo da temperatura foram realizadas medidas de DRX in situ conforme
descrito nos procedimentos experimentais A Figura 34 apresenta os quatro difratogramas
obtidos
A temperatura de 25 oC observa-se uma fase uacutenica do composto Bi3Ni (com jaacute
mencionado anteriormente a amostra possui uma leve indicaccedilatildeo da presenccedila de bismuto) que
possui estrutura ortorrocircmbica e grupo espacial Pnma eacute a mesma apresentada na Figura 32
A medida que aumentamos a temperatura conforme descrito na seccedilatildeo 3 Figura 21
inicia-se uma transformaccedilatildeo do composto inicial para o crescimento da fase tetragonal de Bi2O3
(ICSD no 41764) e da fase precursora de Bi Essa alteraccedilatildeo na composiccedilatildeo da amostra ocorre
em virtude da degradaccedilatildeo da fase Bi3Ni que conforme eleva-se a temperatura tem sua fraccedilatildeo
diminuiacuteda conforme verifica-se na Figura 36 Embora as medidas in situ terem sido feitas em
baixo vaacutecuo natildeo foi impedido o crescimento do Bi2O3
54
Na Figura 34 encontram-se plotados os DRX referentes as medidas realizadas em 25o
250o 300o e 350 oC as curvas foram deslocadas verticalmente para melhor comparaccedilatildeo
Figura 34 Padratildeo observado nos DRX da amostra submetida a aquecimento
A temperatura de 250 oC temos a ocorrecircncia de trecircs fases Bi3Ni Bi2O3 e Bi
O refinamento estrutural pelo meacutetodo de Rietveld estaacute mostrado na Figura 35 Mesmo tratando-
se de uma amostra com um elevado nuacutemeros de pico aleacutem da presenccedila de uma fase amorfa o
acordo entre o experimental e o calculado eacute notaacutevel Os valores dos iacutendices de avaliaccedilatildeo da
qualidade do refinamento referentes as quatro medidas realizadas encontram-se na tabela 5
20 30 40 50 60 70 80
350 0C
300 0C
250 0C
Inte
nsid
ade (
ua
)
2 (graus)
25 0C
55
Figura 35 Padratildeo obtidos no refinamento pelo MR para amostra aquecida a 250 0C
Tabela 5 Valores de Chi2 e de Rwp obtidos nos refinamentos realizados durante o processo de
aquecimento
A temperatura de 300 oC comeccedila a formaccedilatildeo da uma nova fase cubica de grupo espacial
I23 o Bi12NiO19 em detrimento da diminuiccedilatildeo da fase de Bi3Ni Aleacutem do aumento da fraccedilatildeo
da fase de Bi2O3
Temperatura de realizaccedilatildeo da medida Rwp 1205362
25 0C 69 23
250 0C 83 18
300 0C 98 26
350 0C 99 25
10 20 30 40 50 60 70 80
Inte
nsid
ade (
ua
)
2 (graus)
Experimental
Calculado
Residual
250 0C
25 30 35 40
56
O uacuteltimo DRX foi realizado a 350 oC a principal alteraccedilatildeo dessa medida refere-se ao
fato da inexistecircncia de picos referentes agrave fase Bi3Ni A fase majoritaacuteria torna-se agora a fase
referente ao Bi e a fase Bi12NiO19 (indexado na base de dados PDF2 mas natildeo na base de dados
ICSD) permanece estaacutevel isto eacute sem alteraccedilotildees significativas em sua fraccedilatildeo O fato de estarem
presentes picos referentes ao Bi mesmo apoacutes termos ultrapassado a temperatura de fusatildeo pode
ser explicado levando-se em consideraccedilatildeo a baixa condutividade teacutermica do bismuto aliado ao
excesso de defeitos produzidos na moagem assim natildeo obteve-se a fusatildeo do elemento
Utilizamos os dados obtidos nos refinamentos para plotar o graacutefico exposto na Figura
36 onde eacute possiacutevel observar a fraccedilatildeo de cada fase em funccedilatildeo da temperatura de execuccedilatildeo do
DRX Percebe-se a raacutepida decomposiccedilatildeo da fase de Bi3Ni que entre 250 oC e 350 oC apresenta
uma reduccedilatildeo percentual de aproximadamente 88 concomitantemente ao crescimento
percentual da fase de Bi
Figura 36 Fraccedilotildees de fase em funccedilatildeo da temperatura de realizaccedilatildeo do DRX in situ
O DRX realizado na amostra a 350 oC eacute mostrado na Figura 37 em conjunto aos CIFs
das fases constituintes Para a fase Bi12NiO19 natildeo foi encontrado o CIF no banco de dados do
Inorganic Crystal Structure Database (ICSD) Para refinar utilizando o meacutetodo de Rietveld
partimos do protoacutetipo estrutural de Bi26-x Mx O40-y (M = Mg Al Co Ni) O CIF desta fase
25 75 125 175 225 275 325 375
0
20
40
60
80
100
Fra
ccedilao d
e F
ases (
)
Temperatura (0C)
Bi3Ni
Bi2O
3
Bi
Bi12
NiO19
57
resultante estaacute mostrado em vermelho na Figura 37 e uma representaccedilatildeo da ceacutelula unitaacuteria na
Figura 38 os aacutetomos de oxigecircnio estatildeo representados na cor vermelha e o niacutequel em verde
Figura 37 Padratildeo observado no DRX da amostra em 350 oC em comparaccedilatildeo com o CIF das fases
constituintes
Figura 38 Projeccedilatildeo do eixo a e em perspectiva do Bi12NiO19
10 20 30 40 50 60 70 80
Inte
nsid
ade (
ua
)
2(graus)
350 graus
Bi2O
3
Bi
Bi12
NiO19
20 25 30 35 40 45 50 55
58
O refinamento estrutural utilizando estas fases estaacute mostrado na Figura 39 e os valores
referentes aos paracircmetros de rede obtidos para o refinamento da fase Bi12NiO19 constam na
tabela 6
Figura 39 Padratildeo obtidos no refinamento pelo MR para amostra aquecida a 350 0C
Tabela 6 Paracircmetros da ceacutelula unitaacuteria da estrutura Bi12NiO19
A Figura 40 conteacutem as fotografias retiradas do forno do difratocircmetro antes e apoacutes a
realizaccedilatildeo da medida Eacute possiacutevel verificar que a amostra devido a dilataccedilatildeo volumeacutetrica e a
fusatildeo do bismuto transborda o porta amostra
Paracircmetros de Rede a = b=c=10258(8) Aring
Acircngulos α = β = γ = 900
Volume da ceacutelula 107966(2) Aring3
Grupo de simetria Cuacutebico
Grupo espacial I23
10 20 30 40 50 60 70 80
Inte
nsid
ade (
ua
)
2 (graus)
Calculado
Experimental
Residual
350 0C
20 25 30 35 40 45
59
Figura 40 Fotografia do forno do DRX antes a apoacutes a realizaccedilatildeo das medidas
43 Calorimetria Diferencial de Varredura (DSC)
Com a finalidade de estudar e melhor entender a evoluccedilatildeo estrutural da amostra
observada nas medidas in situ realizou-se medidas DSC conforme descrito nos procedimentos
experimentais a temperatura final foi de 550 oC
Na Figura 41 mostramos as medidas DSC feitas em diferentes taxas de aquecimento
realizadas na amostra moiacuteda por 19 horas Em todas as 4 medidas vemos comportamentos
exoteacutermicos e endoteacutermicos Os picos endoteacutermicos ocorreram a uma temperatura aproximada
de 270 0C temperatura essa equivalente ao ponto de fusatildeo do bismuto e foram atribuiacutedos a
fusatildeo do Bi ocorrida em duas etapas
Comparando-se os resultados obtidos nas medidas in situ onde observamos a nucleaccedilatildeo
de uma nova fase a partir da temperatura de 250 oC com os resultados obtidos no DSC podemos
concluir que o pico exoteacutermico presente no termograma corresponde agrave nucleaccedilatildeo da fase de
Bi2O3
Com a finalidade de calcular a energia de ativaccedilatildeo (Ea) necessaacuteria para promover essa
nucleaccedilatildeo aplicamos a metodologia proposta por Kissinger [2] Conforme indicado na Figura
41 as 4 medidas foram feitas com taxas de aquecimento de 25 5 10 e 20 oCmin
60
A Figura 42 mostra em detalhes a Figura 41 onde vemos os valores das temperaturas
de pico de cristalizaccedilatildeo (Tc) e as referidas taxas de aquecimento (120591) Como era esperado a
medida que a taxa de aquecimento aumenta a temperatura de pico tambem aumenta
Figura 41 Termograma DSC plotados em conjunto para os diferentes fluxos de calor
Figura 42 Espectros DSC com as temperaturas de pico e suas respectivas taxas de aquecimento
100 150 200 250 300 350 400 450 500 550
250Cmin
50Cmin
100Cmin
fluxo d
e c
alo
r (u
a)
Temperatura (0C)
200Cmin
exo
230 235 240 245 250 255 260 265 270 275 280 285
250Cmin
50Cmin
100Cmin
fluxo d
e c
alo
r (u
a )
Temperatura (0C)
242 0C
252 0C
266 0C
278 0C
200Cmin
exo
61
Com os dados fornecidos na Figura 42 pode-se calcular a energia de ativaccedilatildeo referente
a nucleaccedilatildeo da fase de Bi2O3 Plotando-se um graacutefico linear de ln(120591
1198791198882) versus
1
119879119888 onde o
coeficiente angular eacute (minus119864119886
119877) obteacutem-se a energia de ativaccedilatildeo A Figura 43 apresenta a
linearizaccedilatildeo da equaccedilatildeo 16 de onde se obteacutem a energia de ativaccedilatildeo do processo de nucleaccedilatildeo
do Bi2O3
Figura 43 Graacutefico linear do ln(120591
1198791198882) versus
1
119879119888
Logo considerando as relaccedilotildees anteriormente definidas eacute possiacutevel calcular a energia de
ativaccedilatildeo uma vez que m = (minus119864119886
119877) e R = 831 jmol K Desse modo a energia de ativaccedilatildeo
necessaacuteria para promover a nucleaccedilatildeo da fase Bi2O3 eacute de 12465 kJmol
A metodologia proposta permitiria tambeacutem calcular a energia de ativaccedilatildeo necessaacuteria
para cristalizar a fase amorfa as medidas de DSC foram planejadas ateacute a temperatura de
550 oC devido a limitaccedilotildees do equipamento poreacutem como fica evidente na Figura 41 natildeo se
observa nenhum pico exoteacutermico apoacutes os 350 oC que se possa estar associado a cristalizaccedilatildeo da
fase amorfa O pico exoteacutermico existente como jaacute mencionado ocorreu a uma temperatura que
variou de 242 0C agrave 278 0C e refere-se agrave nucleaccedilatildeo de fase
182 184 186 188 190 192 194
-115
-110
-105
-100
-95
ln (
T2 c)
1Tc (10
-3 k
-1)
62
44 Tratamento teacutermico
Apoacutes a realizaccedilatildeo das medidas de DRX in situ e das medidas de DSC a fase amorfa
ainda se encontrava presente assim foi realizado um tratamento teacutermico com a finalidade de
promover a cristalizaccedilatildeo da fase amorfa presente
O tratamento teacutermico foi realizado a uma taxa constante de 10 0Cmim ateacute a temperatura
de 800 0C com a atmosfera protegida por gaacutes argocircnio Na Figura 44 apresenta-se o difratograma
da amostra realizado apoacutes o do tratamento teacutermico vemos no detalhe que a acentuada elevaccedilatildeo
na linha de base entre a faixa de 2θ que vai de aproximadamente 26deg agrave 36deg e que corresponde
a fase amorfa desapareceu completamente
Figura 44 Difratograma da amostra apoacutes tratamento teacutermico
Para a amostra tratada termicamente foram identificadas trecircs fases similar ao observado
nas medias in situ a 350 oC foram identificadas a fase cuacutebica Bi12NiO19 a fase tetragonal de
Bi2O3 (ICSD no 41764) e a fase romboeacutedrica de Bismuto (ICSD no 64703) Na Figura 45
apresentamos o padratildeo observado plotado juntamente com o CIF das 3 fases identificadas
10 20 30 40 50 60 70 80
Inte
nsid
ad
e (
ua
)
2 (graus)
Pos Tratamento Teacutermico
20 25 30 35 40 45 50 55 60
63
Figura 45 Difratograma da amostra apoacutes tratamento teacutermico em conjunto com os CIFs de Bi Bi2O3 e
Bi12NiO19
Pode-se verificar no padratildeo do difratograma da Figura 45 que pelo formato da linha de
base obtida ocorreu a cristalizaccedilatildeo da fase amorfa e as fases identificadas correspondem aos
picos presentes no DRX da amostra
O refinamento realizado pelo MR confirmou a identificaccedilatildeo das fases contidas na
amostra no sentido da exata correspondecircncia entre os picos obtidos nos padrotildees calculados e
observados As fraccedilotildees das fases da amostra que sofreu tratamento teacutermico em comparaccedilatildeo com
as fraccedilotildees obtidas no DRX in situ estatildeo apresentados na tabela 7
Tabela 7 Fraccedilotildees das fases apoacutes tratamento teacutermico e DRX in situ a 350 oC
Fraccedilatildeo das fases Tratamento Teacutermico DRX in situ a 350 oC
Bi12NiO19 90 137
Bi2O3 89 20
Bi 11 663
10 20 30 40 50 60 70 80
Inte
nsid
ade (
ua
)
2 (graus)
Observado
Bi
Bi2O
3
Bi12
NiO19
25 30 35 40 45 50 55
64
O aumento da temperatura propicia a nucleaccedilatildeo das fases de Bi2O3 e Bi12NiO19 em
detrimento da diminuiccedilatildeo da fase Bi3Ni
O refinamento pelo meacutetodo de Rietveld para amostra que sofreu tratamento teacutermico
apresentou uma boa concordacircncia para os perfis calculado e experimental Nesse refinamento
foi utilizado o CIF modificado de Bi12NiO19 Na Figura 46 temos o padratildeo experimental e o
calculado obtidos no refinamento pelo MR
Figura 46 Padratildeo observado e experimental refinado pelo MR para amostra tratada termicamente
Compara-se na Figura 47 os difratogramas obtidos para amostra tratada termicamente e
para o DRX in situ a temperatura de 350 oC eacute possiacutevel identificar a correspondecircncia entre os
picos entretanto eacute notaacutevel a diferenccedila na linha de base do difratograma referente ao DRX in
situ contra o DRX da amostra submetida a tratamento teacutermico Pode-se concluir que para
ocorrer a cristalizaccedilatildeo da fase amorfa eacute necessaacuterio que a temperatura do tratamento teacutermico seja
superior a 550 0C
10 20 30 40 50 60 70 80
Inte
nsid
ade (
ua
)
2 (graus)
Calculado
Experimental
Residual
Pos Tratamento Teacutermico
65
Outro fenocircmeno perceptiacutevel eacute o deslocamento em 2θ da posiccedilatildeo dos picos O
difratograma da amostra que foi ao forno do DRX tem a posiccedilatildeo dos seus picos deslocados para
direita em comparaccedilatildeo ao observado no CIF do Bi12NiO19 e no DRX da amostra que passou
por tratamento teacutermico Podemos associar esse deslocamento a contraccedilatildeo do volume da ceacutelula
unitaacuteria Considerando o valor padratildeo do volume do composto Bi12NiO19 constante na tabela
5 ocorreu uma reduccedilatildeo de volume de aproximadamente 155 para amostra tratada
termicamente e uma variaccedilatildeo positiva de 005 para amostra do DRX in situ Na Figura 47
plotamos juntos os difratogramas da amostra tratada termicamente da amostra que realizou a
medida in situ a 350 0C e o CIF do Bi12NiO19
Figura 47 Difratogramas das amostras apoacutes tratamento teacutermico e DRX in situ em conjunto com o
CIF do Bi12NiO19
O tratamento teacutermico realizado produziu o resultado esperado cristalizando a fase
amorfa As fases presentes na amostra apoacutes a realizaccedilatildeo do tratamento estatildeo em conformidade
agraves encontradas nas medidas de DRX in situ
20 30 40 50 60 70 80
Bi
Inte
nsid
ade (
u a)
2 (graus)
Bi
20 25 30 35 40 45
66
5 CONCLUSAtildeO
A sintetizaccedilatildeo do composto nanoestruturado de Bi3Ni foi realizado de modo eficiente
apoacutes 13 horas de moagem mecacircnica
As medidas de difraccedilatildeo de Raio X possibilitaram acompanhar a evoluccedilatildeo estrutural e a
nucleaccedilatildeo da fase de Bi3Ni O refinamento realizado pelo Meacutetodo de Rietveld proporcionou a
quantificaccedilatildeo dos paracircmetros cristalograacuteficos tais como paracircmetros de rede volume da ceacutelula
unitaacuteria fraccedilatildeo das fases presentes e tamanho de cristalito Os fatores de qualidade e
convergecircncia alcanccedilaram valores satisfatoacuterios correspondendo a exata simulaccedilatildeo do padratildeo
observado
A anaacutelise teacutermica realizada por meio das medidas de DRX in situ permitiu o estudo da
estabilidade teacutermica e o acompanhamento da evoluccedilatildeo estrutural da amostra em funccedilatildeo da
temperatura Foi possiacutevel identificar duas novas fases presentes o Bi2O3 e Bi12NiO19 nucleadas
agraves custas da fase de Bi3Ni Na temperatura de 350 oC a amostra eacute composta das fases Bi12NiO19
Bi2O3 e Bi
As medidas de DSC realizadas ateacute a temperatura de 550 oC e com quatro diferentes
taxas de aquecimento foram utilizadas para se calcular com o uso da equaccedilatildeo de Kissinger a
energia de ativaccedilatildeo (Ea) necessaacuteria para promover a nucleaccedilatildeo do composto Bi12NiO19 que eacute de
12465 kJmol
O tratamento teacutermico no forno ateacute 800 oC promoveu o relaxamento dos defeitos e
tensotildees causadas durante a moagem mecacircnica e a cristalizaccedilatildeo da fase amorfa natildeo sendo mais
possiacutevel identificar no DRX realizado o perfil referente a essa fase Identificou-se novamente a
fase Bi12NiO19 aleacutem da ocorrecircncia das fases de Bi2O3 e Bi jaacute identificadas nas medidas de
DRX in situ confirmando a consistecircncia dos resultados obtidos por dois ensaios diferentes
Pocircde-se verificar o mesmo fenocircmeno em todos os ensaios que envolveram o
aquecimento da amostra Ao aquecer-se o Bi3Ni ocorre um processo de oxidaccedilatildeo que resulta
na formaccedilatildeo da fase de Bi2O3 e a fase de Bi12NiO19 todas associadas ao consumo de Bi da fase
Bi3Ni
Para realizaccedilatildeo de estudos futuros com o intuito de se obter a fase uacutenica de Bi3Ni
pode-se alterar ligeiramente as massas dos produtos com a adiccedilatildeo de um pouco de niacutequel
67
Pode-se melhorar o controle das condiccedilotildees de realizaccedilatildeo dos tratamentos teacutermicos com o
intuito de se evitar a oxidaccedilatildeo A realizaccedilatildeo de medidas de DSC ateacute a temperatura de 800 0C
poderaacute revelar picos exoteacutermicos e propiciar condiccedilotildees para se calcular a energia necessaacuteria
para promover a cristalizaccedilatildeo da fase amorfa
68
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8
SUMAacuteRIO
DEDICATOacuteRIA 3
AGRADECIMENTOS 6
RESUMO 3
ABSTRACT 4
LISTA DE FIGURAS 5
LISTA DE TABELAS 7
SUMAacuteRIO 8
1 INTRODUCcedilAtildeO 9
2 FUNDAMENTACcedilAtildeO TEOacuteRICA 12
21 O composto Bi3Ni 12
22 Estruturas Cristalinas 15
23 Siacutentese Mecacircnica 17
24 Difraccedilatildeo de Raios X 21
241 Difratocircmetro 24
25 Meacutetodo de Rietveld 26
251 Iacutendices de avaliaccedilatildeo da qualidade do refinamento 30
252 GSAS-EXPGUI 31
25 Calorimetria Diferencial de Varredura 33
3 PROCEDIMENTOS EXPERIMENTAIS 36
31 Produccedilatildeo da Amostra 36
32 Siacutentese Mecacircnica 36
33 Difraccedilatildeo de Raios X 39
34 Refinamento pelo Meacutetodo de Rietveld 41
35 Tratamento Teacutermico 42
36 Calorimetria Diferencial de Varredura (DSC) 43
4 RESULTADOS E DISCUSSOtildeES 44
41 Evoluccedilatildeo estrutural 44
42 Medidas de DRX in situ 53
43 Calorimetria Diferencial de Varredura (DSC) 59
44 Tratamento teacutermico 62
5 CONCLUSAtildeO 66
6 REFEREcircNCIAS 68
9
1 INTRODUCcedilAtildeO
Os materiais nanoestruturados satildeo definidos como materiais policristalinos de fase
simples ou multifaacutesicos com tamanho de gratildeo na ordem de nanocircmetros tipicamente menores
que 100 nm [1]
O estudo e a pesquisa dos materiais nanoestruturados vem nos uacuteltimos anos
despertando interesse na comunidade cientiacutefica Por causa dessas pequenas dimensotildees esses
materiais satildeo estruturalmente caracterizados por uma grande fraccedilatildeo volumeacutetrica de contornos
de gratildeo ou interfaces os quais podem alterar significativamente uma variedade de
propriedades fiacutesicas e quiacutemicas quando comparadas aos materiais cristalinos convencionais
(normalmente denominados bulk) [2]
Pode-se exemplificar essas mudanccedilas nas propriedades fiacutesicas utilizando-se como
exemplo o comportamento do ouro (Au) que apresenta uma reduccedilatildeo em seu ponto de fusatildeo
quando se encontra na forma nanoestruturada Enquanto que na forma de bulk o ouro possui
ponto de fusatildeo de aproximadamente 1064 degC na forma nanomeacutetrica (com cristais menores
que 5 nm) seu ponto de fusatildeo eacute da ordem de 300 degC [3]
Os materiais nanoestruturados podem ser sintetizados de diversas formas como por
exemplo eletrodeposiccedilatildeo [4] spray pyrolysis [5] sol-gel [6] deposiccedilatildeo de vapor fiacutesico [7]
solidificaccedilatildeo raacutepida [8] siacutentese mecacircnica [9] dentre outros As metodologias e teacutecnicas de
siacutentese podem alterar consideravelmente as propriedades dos compostos resultantes isso se
deve ao fato desses materiais nanoestruturados serem metaestaacuteveis e suas propriedades
dependerem do modo de preparaccedilatildeo da variaccedilatildeo do tempo temperatura pressatildeo Em geral
nos materiais nanoestruturados a componente interfacial ou contornos de gratildeo podem
corresponder a ateacute 50 do volume do material [10]
Neste trabalho utilizou-se a teacutecnica de siacutentese mecacircnica (SM) para produccedilatildeo de um
composto contendo bismuto e niacutequel a qual possibilita a produccedilatildeo de nanoestruturados em
temperaturas proacutexima a ambiente obtenccedilatildeo de ligas com elementos de alto ponto de fusatildeo
aleacutem de promover a deformaccedilatildeo plaacutestica das ceacutelulas unitaacuterias
O bismuto eacute um elemento quiacutemico de siacutembolo Bi com nuacutemero atocircmico (Z) igual a 83
e massa atocircmica igual a 2089 gmol Na temperatura ambiente o bismuto encontra-se no estado
soacutelido possuindo temperatura de fusatildeo de aproximadamente 271degC Eacute um elemento pesado
10
fraacutegil trivalente cristalino de coloraccedilatildeo rosaacutecea que se assemelha quimicamente ao arsecircnio e
ao antimocircnio
Eacute o mais diamagneacutetico de todos os metais e com a condutividade teacutermica mais baixa
entre todos os elementos exceto do mercuacuterio De todos os metais eacute o que menos conduz
corrente eleacutetrica O bismuto possui ceacutelula unitaacuteria romboeacutedrica e grupo espacial R-3m
A Figura 1 ilustra a ceacutelula unitaacuteria do Bi projetada nos eixos a b c e em uma perspectiva que
possibilita uma visualizaccedilatildeo tridimensional do elemento [11]
Figura 1 Projeccedilatildeo dos eixos a b c e em perspectiva respectivamente do Bi (ICSD 64703)
O niacutequel eacute um elemento quiacutemico de siacutembolo Ni nuacutemero atocircmico 28 e de massa
atocircmica 587 gmol Na temperatura ambiente encontra-se no estado soacutelido possuindo
temperatura de fusatildeo de aproximadamente 1455degC Eacute um metal de transiccedilatildeo de coloraccedilatildeo
branco-prateada condutor de eletricidade e calor duacutectil e maleaacutevel sendo bastante resistente
a corrosatildeo A amostra utilizada neste trabalho possui ceacutelula unitaacuteria cuacutebica e grupo espacial
Fm-3m A Figura 2 ilustra a ceacutelula unitaacuteria do Ni projetada no eixo a e em uma perspectiva que
possibilita uma visualizaccedilatildeo tridimensional do elemento [11]
Figura 2 Projeccedilatildeo do eixo a e em perspectiva respectivamente do Ni (ICSD 41508)
11
Este trabalho teve como objetivos sintetizar por moagem mecacircnica o composto de
Bi3Ni nanoestruturado realizar o estudo de suas propriedades estruturais antes e apoacutes os
tratamentos teacutermicos As principais teacutecnicas experimentais usadas nesta dissertaccedilatildeo foram a
difraccedilatildeo de raios X (DRX) para acompanhamento da evoluccedilatildeo estrutural da amostra em funccedilatildeo
do tempo de moagem o refinamento dos paracircmetros estruturais pelo meacutetodo de Rietveld
medidas DSC e de DRX in situ para estudar a estabilidade teacutermica bem como o comportamento
estrutural da amostra em funccedilatildeo da temperatura e um tratamento teacutermico para cristalizar a fase
amorfa presente
12
2 FUNDAMENTACcedilAtildeO TEOacuteRICA
21 O composto Bi3Ni
O composto intermetaacutelico Bi3Ni possui estrutura ortorrocircmbica e grupo espacial Pnma
possuindo um arranjo octaeacutedrico onde os aacutetomos de bismuto formam a matriz e os aacutetomos de
niacutequel formam uma cadeia linear [12]
Na Figura 3 projeta-se a ceacutelula unitaacuteria do Bi3Ni nos eixos a b c respectivamente
Figura 3 Projeccedilatildeo dos eixos a b e c do composto Bi3Ni em verde estaacute representado os aacutetomos de
niacutequel cartatildeo ICSD nordm 391336
Na Figura 4 representa-se o arranjo octaeacutedrico da cadeia de Bi3Ni onde eacute possiacutevel
identificar a cadeia linear formada pelo niacutequel
Figura 4 Representaccedilatildeo em perspectiva do arranjo octaeacutedrico da cadeia de Bi3Ni (ICSD 391336)
13
Relata-se na literatura que os principais meacutetodos para a obtenccedilatildeo do composto Bi3Ni
satildeo eletrodeposiccedilatildeo por meio quiacutemico ou solidificaccedilatildeo raacutepida Trabalhos cientiacuteficos
descreveram que a produccedilatildeo da amostra de Bi3Ni ocorreu por fusatildeo dos compostos Bi e Ni num
forno de resistecircncia a 1100 degC durante 3 dias [13]
O composto intermetaacutelico Bi3Ni apresenta supercondutividade a temperatura criacutetica de
41 K e embora essa caracteriacutestica seja conhecida desde 1951 escassos trabalhos tinham sido
publicados ateacute o iniacutecio do seacuteculo XXI As pesquisas no campo da supercondutividade tecircm
produzido a cada dia compostos com maiores temperaturas criticas (Tc) tal fato tem ajudado
os pesquisadores a desvendar os misteacuterios envolvendo a supercondutividade a Tc maiores que
40K [1415]
Novos trabalhos envolvendo as propriedades supercondutoras do Bi3Ni voltaram a ser
objeto de estudo especialmente apoacutes a constataccedilatildeo que alguns materiais quando submetidos a
pressatildeo tem sua temperatura criacutetica aumentada ligas contendo Fe na base de oxypnictides
(classe de material que inclui o oxigecircnio ao 15deg grupo da tabela perioacutedica grupo do nitrogecircnio)
apresentaram Tc de 43 K tal elevaccedilatildeo foi tambeacutem constatada com a substituiccedilatildeo de alguns
elementos na composiccedilatildeo das ligas obtendo-se Tc de 55K (SmFeAsO1-xFx) [16]
Recentemente um composto que contem CeNi08Bi2 passou a ser estudado como
componente na formaccedilatildeo de compostos do grupo de oxypnictides Estudos com espectroscopia
de tunelamento revelaram que o Bi3Ni eacute um supercondutor fortemente ligado [17]
A supercondutividade e o ferromagnetismo dois estados fundamentais da mateacuteria
condensada observam-se como sendo altamente competitivos em quase todos os materiais
Interaccedilotildees predominantemente ferromagneacuteticas destroem a supercondutividade por criarem
uma transiccedilatildeo de fase reentrante como observado nos compostos ErRh4B4 HoMo6S8 Soacute
muitos poucos compostos que foram identificados ateacute agora mostram uma coexistecircncia destes
estados fundamentais concorrentes Dentro desse escasso grupo encontra-se o Bi3Ni
nanoestruturado no qual comprovou-se a coexistecircncia de supercondutividade e
ferromagnetismo [1819]
As propriedades termodinacircmicas do composto Bi-Ni continuam sendo alvo de estudos
Recentemente diversos trabalhos sobre esse tema foram publicados [2021] Esses trabalhos
descrevem a construccedilatildeo de diagramas de fases do Bismuto com os elementos metaacutelicos Fe Cr
e Ni de onde constata-se que a mostra com Fe e Cr tecircm leve solubilidade no Bi Para
14
temperaturas menores que 920 degC a solubilidade de Fe e Cr em Bi(Liacutequido) eacute menor que 10-3 em
at Por sua vez o niacutequel dissolve-se prontamente em Bi(L) O niacutequel eacute o uacutenico componente de
accedilo inoxidaacutevel que faz compostos intermetaacutelicos com Bi [12]
Pesquisas apontam para outras propriedades e aplicaccedilotildees de ligas ternaacuterias contendo os
elementos Bi e Ni A liga BiInNi contendo diversas proporccedilotildees estequiomeacutetricas foi estudada
sob a oacutetica de um possiacutevel potencial desse material como semicondutor [21]
Outra aplicaccedilatildeo recente utilizando o composto de bismuto e niacutequel vem despertando o
interesse tecnoloacutegico Sabe-se que esforccedilos crescentes tecircm sido realizados na busca por soldas
livres de chumbo adequadas devido agrave influecircncia prejudicial do chumbo ao ambiente e a sauacutede
humana As ligas agrave base de Sn com diferentes aditivos como Ag Bi Cu In Sb e Zn satildeo
potenciais candidatos como soldas livres de chumbo As ligas Sn-Bi com baixo ponto de fusatildeo
satildeo desenvolvidas para soldar os componentes sensiacuteveis agrave elevadas temperaturas [22]
Na Figura 5 apresenta-se o diagrama de fases do sistema Bi-Ni [23] Verifica-se que a
temperatura de fusatildeo do composto Bi3Ni em funccedilatildeo da maior quantidade de bismuto eacute menor
que a do composto BiNi
Figura 5 Diagrama de Fases Bi-Ni [23]
15
22 Estruturas Cristalinas
A estrutura dos materiais soacutelidos eacute resultado da natureza de suas ligaccedilotildees quiacutemicas a
qual define a distribuiccedilatildeo espacial de seus aacutetomos iacuteons ou moleacuteculas Parte dos materiais
comumente aplicados na engenharia exibe um arranjo geomeacutetrico de seus aacutetomos bem definido
constituindo assim uma estrutura cristalina Os materiais cristalinos independentemente do tipo
de ligaccedilatildeo que possuem satildeo aqueles que apresentam estrutura atocircmica tridimensional perioacutedica
de longo alcance
A partir da definiccedilatildeo de estrutura cristalina como sendo um conjunto de posiccedilotildees
atocircmicas iocircnicas ou moleculares repetitivas pode-se descrever o cristal partindo-se de uma
estrutura baacutesica que se repete ao longo de toda estrutura Essa estrutura denominada ceacutelula
unitaacuteria pode ser definida como a menor porccedilatildeo do cristal que ainda conserva as propriedades
originais dele Para definir a ceacutelula unitaacuteria adota-se valores especiacuteficos que satildeo associados agraves
unidades de medidas dos eixos de referecircncia e aos acircngulos entre esses eixos definidos como
paracircmetros de rede
Define-se entatildeo os sistemas cristalinos que incluem todas as possiacuteveis geometrias de
divisatildeo do espaccedilo por superfiacutecies planas continuas Soacute existem 7 tipos de sistemas cristalinos
que preenchem totalmente o espaccedilo Entretanto os sistemas cristalinos satildeo apenas entidades
geomeacutetricas Quando ldquocoloca-serdquo aacutetomos dentro desses sistemas formam-se redes
cristalinas[24]
Em 1848 o francecircs August Bravais demonstrou ser possiacutevel geometricamente a
construccedilatildeo de 14 tipos de ceacutelulas unitaacuterias isto eacute todas as redes cristalinas possiacuteveis podem
ser geradas por 14 tipos de ceacutelulas Essas redes satildeo chamadas redes de Bravais
Na Figura 6 pode-se identificar os 7 tipos de sistemas cristalinos (cuacutebico tetragonal
ortorrocircmbico romboeacutedrico monocliacutenico hexagonal e tricliacutenico) e as configuraccedilotildees possiacuteveis
para esses sistemas formando as 14 redes de Bravais [24]
16
Figura 6 As 14 redes de Bravais [24]
Os cristais podem ser classificados segundo os grupos pontuais de operaccedilotildees de simetria
que une suas faces Os grupos pontuais ou classes cristalinas representam a simetria ou
combinaccedilotildees de simetria que levam a um padratildeo de repeticcedilatildeo distinto Toda e qualquer
moleacutecula pode ser classificada em um dos 32 grupos pontuais possiacuteveis
Os 32 grupos pontuais possiacuteveis satildeo formados pelos 10 elementos baacutesicos de simetria e
mais 22 combinaccedilotildees entre estes Apenas 22 combinaccedilotildees satildeo possiacuteveis pois muitas levam a
repeticcedilotildees de simetria e outras satildeo incompatiacuteveis com a simetria cristalina ou seja os elementos
de simetria natildeo podem ser combinados arbitrariamente [24]
17
Uma vez que as operaccedilotildees de simetria de cada um dos 32 grupos pontuais
cristalograacuteficos satildeo aplicadas as 14 redes de Bravais tem-se 230 grupos espaciais que
descrevem de maneira uniacutevoca todo o arranjo de objetos idecircnticos dispostos num reticulo
perioacutedico infinito
23 Siacutentese Mecacircnica
Do ponto de vista termodinacircmico um cristal perfeito (um soacutelido livre de defeitos
estruturais fora do equiliacutebrio) eacute o soacutelido que apresenta a menor energia livre de Gibbs e suas
propriedades fiacutesicas satildeo bem determinadas Poreacutem na natureza eacute difiacutecil encontrar cristais livres
de defeitos Esses somente satildeo sintetizados em laboratoacuterios sob condiccedilotildees extremamente
controladas Eacute conhecido que as propriedades fiacutesicas de cristais possuindo defeitos apresentam
desvios em relaccedilatildeo agraves medidas para os cristais perfeitos Esses desvios satildeo tatildeo maiores quanto
maior for a concentraccedilatildeo de defeitos Uma variaccedilatildeo tambeacutem eacute verificada na energia livre de
Gibbs pois sabe-se que centros de defeitos armazenam energia em soacutelidos [2]
A siacutentese mecacircnica (SM) eacute uma teacutecnica de moagem de um mono poacute ou de uma mistura
de dois ou mais poacutes de um composto Eacute comum encontrar na literatura outro termo utilizado
para designar o tratamento de partiacuteculas em poacute no moinho de alta energia Normalmente
associa-se o termo siacutentese mecacircnica ou Mechanical Alloying (MA) ao processo no qual a
mistura de poacutes eacute moiacuteda em conjunto onde a transferecircncia de material que estaacute envolvida tem o
objetivo de se obter uma liga homogecircnea Por outro lado a moagem de poacutes tais como metais
puros onde a transferecircncia de material natildeo eacute necessaacuteria para a homogeneizaccedilatildeo denomina-se
simplesmente moagem mecacircnica ou Mechanical Milling (MM) [9]
De maneira praacutetica pode-se descrever o processo de siacutentese mecacircnica como a
colocaccedilatildeo da amostra no recipiente especiacutefico (normalmente chamado de jarro de moagem)
juntamente com esferas (preferencialmente do mesmo material que o recipiente) a realizaccedilatildeo
da selagem do recipiente para alguns materiais com o intuito de evitar a oxidaccedilatildeo ou ateacute
mesmo contaminaccedilatildeo realiza-se esse procedimento em um ambiente fechado (glove box) com
um gaacutes inerte e finalizando o processo tem-se a fixaccedilatildeo do recipiente no moinho e o iniacutecio do
processo de moagem [9]
18
Pode-se dividir fisicamente o processo de siacutentese mecacircnica de materiais em 4 estaacutegios
bem distintos [25]
I - Estaacutegio inicial as partiacuteculas satildeo deformadas plasticamente assumindo uma forma achatada
A ductilidade do material e energia fornecida no processo de moagem refletem diretamente na
intensidade dessa alteraccedilatildeo O acreacutescimo da aacuterea de superfiacutecie aumenta progressivamente a
probabilidade de soldagem a frio dessas partiacuteculas gerando um aumento do tamanho meacutedio da
partiacutecula
II ndash Segundo Estaacutegio as partiacuteculas satildeo soldadas a frio e requebradas favorecendo a formaccedilatildeo
de um poacute muito fino Eacute neste estaacutegio que ocorre tambeacutem a formaccedilatildeo de partiacuteculas compostas
denominadas de agregados Com o acuacutemulo de deformaccedilatildeo plaacutestica haacute um aumento do
encruamento e da resistecircncia mecacircnica das partiacuteculas Essa situaccedilatildeo aumenta a probabilidade
de fratura das partiacuteculas ou agregados
III ndash Terceiro Estaacutegio nesta fase um certo ldquoequiliacutebriordquo entre os processos de fratura e de
soldagem a frio eacute alcanccedilado Observa-se tambeacutem que as partiacuteculas alcanccedilam um tamanho fixo
Entretanto a energia livre de Gibbs continua a aumentar ateacute alcanccedilar uma saturaccedilatildeo
IV ndash Quarto Estagio eacute caracterizado pelo refinamento da microestrutura desses agregados
Na Figura 7 estatildeo ilustrados os quatro estaacutegios do processo de Siacutentese Mecacircnica
Figura 7 Representaccedilatildeo das fases presentes no processo de SM [25]
19
Eacute bem conhecido que a natureza procura estados fiacutesicos com a menor variaccedilatildeo da
energia livre de Gibbs Assim as substacircncias sob moagem mecacircnica podem ser transformadas
em novas substacircncias ou mudarem de fases cristalograacuteficas visando alcanccedilar esses estados de
menor energia Sabe-se que tais mudanccedilas envolvem determinados mecanismos fiacutesicos como
por exemplo difusatildeo atocircmica atraveacutes de contornos de gratildeos Os mecanismos fiacutesicos envolvidos
no processo SM ainda natildeo satildeo completamente entendidos [9]
Do ponto de vista estrutural cada poacute constituindo a mistura pode ser visto como sendo
formado por duas componentes uma cristalina que eacute sua estrutura cristalograacutefica original e
outra formada pelos centros de defeitos que eacute chamada de componente interfacial Em geral
nos materiais nanoestruturados a componente interfacial ou contornos de gratildeo podem
corresponder a ateacute 50 do volume do material [10]
A Figura 8 ilustra esquematicamente os cristalitos formado por ciacuterculos pretos e o
contorno de gratildeo por ciacuterculos brancos
Figura 8 Modelo de um material nanomeacutetrico Os ciacuterculos pretos e brancos representam
respectivamente a componente cristalina e a interfacial [10]
Embora a sistemaacutetica de preparaccedilatildeo e execuccedilatildeo da SM pareccedila ser simples o processo
possui diversas variaacuteveis que satildeo determinantes na qualidade e nas caracteriacutesticas do produto
final
A dimensatildeo das esferas utilizadas no processo interfere na eficiecircncia de moagem
Esferas grandes otimizam o processo desde que associadas a uma velocidade que permita a
20
transferecircncia da energia de impacto as partiacuteculas do poacute Aleacutem da dimensatildeo a massa das esferas
tambeacutem influencia no resultado final
A BPR (ball-to-powder weight ratio) ou razatildeo entre a massa das esferas e a massa do
poacute possui um efeito significante no tempo necessaacuterio para alcanccedilar uma fase particular na
amostra que estaacute sendo moiacuteda A BPR eacute inversamente proporcional ao tempo exigido na
moagem os valores de BPR podem variar de 11 ateacute valores de 220 1 Contudo BPR muito
grande pode gerar reaccedilotildees indesejaacuteveis como aumento na geraccedilatildeo de calor o que afetaria a
constituiccedilatildeo do poacute [2627]
A velocidade de rotaccedilatildeo do moinho estaacute diretamente associada agrave energia aplicada
atraveacutes de colisotildees das esferas com a amostra assim como na temperatura de processo da SM
Cada moinho possui uma velocidade criacutetica que define a otimizaccedilatildeo do desempenho do
processo Dessa forma deve-se analisar o quanto pode ser vantajoso ou prejudicial uma
temperatura elevada durante o processo da SM
Em alguns casos onde a difusatildeo eacute exigida para promover a homogeneizaccedilatildeo eou fusatildeo
do poacute pode ser vantajosa a elevaccedilatildeo da temperatura Poreacutem em outros casos o aumento da
temperatura pode acelerar o processo de transformaccedilatildeo e resultar na decomposiccedilatildeo de soluccedilotildees
soacutelidas supersaturadas ou outras fases metaestaacuteveis formadas durante a moagem tornando-se
uma desvantagem [26 27]
O paracircmetro mais importante para otimizaccedilatildeo do processo de siacutentese mecacircnica eacute a
determinaccedilatildeo do tempo de execuccedilatildeo Normalmente o tempo de moagem eacute escolhido com o
propoacutesito de conseguir um estado intermediaacuterio entre os estados de fratura e a fusatildeo a frio das
partiacuteculas do poacute A determinaccedilatildeo do tempo seraacute feita com base em vaacuterios paracircmetros como os
anteriormente mencionados Por isso eacute importante considerar que o niacutevel de contaminaccedilatildeo
pode aumentar e algumas fases indesejaacuteveis podem ser formadas quando o poacute eacute moiacutedo por
tempos maiores que o necessaacuterio [27]
A descriccedilatildeo das variaacuteveis adotadas durante o processo de SM eacute fundamental para
garantir a reprodutibilidade bem como para o estudo das influencias que cada paracircmetro pode
exercer sobre as caracteriacutesticas da amostra apoacutes o termino do processo [282930]
Assim apresenta-se na tabela 1 os principais paracircmetros relacionados a
reprodutibilidade do processo de siacutentese mecacircnica
21
Tabela 1 Principais variaacuteveis envolvidas no processo de siacutentese mecacircnica
24 Difraccedilatildeo de Raios X
A difraccedilatildeo de Raios X (DRX) eacute uma teacutecnica poderosa utilizada principalmente quando
se deseja realizar a caracterizaccedilatildeo estrutural de materiais Entretanto sua aplicaccedilatildeo eacute bem mais
ampla e versaacutetil sendo utilizada tambeacutem em aacutereas como a fiacutesica quiacutemica geologia
biotecnologia
Os raios X possuem energia suficiente para penetrarem nos soacutelidos e dessa forma se
mostram apropriados para investigarem estruturas internas Pode-se gerar raios X em
laboratoacuterio tanto pela desaceleraccedilatildeo dos eleacutetrons num alvo metaacutelico quanto pela excitaccedilatildeo dos
eleacutetrons dos aacutetomos alvo O primeiro processo fornece um espectro continuo e largo o segundo
fornece linhas acentuadas no espectro O meacutetodo normalmente utilizado nos equipamentos de
laboratoacuterio consiste em gerar os raios X fazendo com que um eleacutetron de alta energia gerado no
caacutetodo do tubo catoacutedico colida com um alvo metaacutelico acircnodo [31]
O feixe de raios X possui comprimento de onda (λ) caracteriacutestico que varia de acordo
com o material do acircnodo Para aplicaccedilotildees em cristalografia os comprimentos de onda mais
utilizados variam de 05 a 25 Ǻ Tal fato se justifica em virtude da proximidade desses valores
as menores distancias interatocircmicas observadas em materiais orgacircnicos e inorgacircnicos
PARAcircMETROS ENVOLVIDOS NO PROCESSO
1 Tipo de moinho usado
2 Tipo e material dos recipientes de moagem
3 Velocidade de moagem
4 Tempo de moagem
5 A BPR
6 Atmosfera de moagem
7 Agentes de controle de processo
8 Temperatura de moagem
22
O processo fiacutesico de espalhamento de difraccedilatildeo de raios X eacute o espalhamento elaacutestico dos
foacutetons pelos aacutetomos do material analisado que estatildeo dispostos na rede cristalina O
espalhamento ocorre quando o feixe de raios X atinge as nuvens eletrocircnicas que formam os
planos de um soacutelido cristalino em um determinado acircngulo onde uma porccedilatildeo da radiaccedilatildeo eacute
espalhada pela camada de aacutetomos superficiais e a outra parte do feixe natildeo espalhada penetra
na segunda camada de aacutetomos onde outra fraccedilatildeo eacute espalhada e o restante passa para terceira
camada e assim sucessivamente [3132] Pode-se observar uma representaccedilatildeo desse fenocircmeno
na Figura 9
Figura 9 Representaccedilatildeo geomeacutetrica da Lei de Bragg [28]
A teoria baacutesica que define o estudo de materiais cristalinos por difraccedilatildeo de raios X
baseia-se no princiacutepio de que as distribuiccedilotildees espaciais dos eleacutetrons no material definem
diferentes planos atocircmicos portanto esses planos atocircmicos espalham os raios X ndash vistos como
ondas ndash causando interferecircncia construtiva e destrutiva que se manifestam no padratildeo de raios
X como maacuteximos e miacutenimos respectivamente [33]
A ocorrecircncia de maacuteximos e miacutenimos pode ser explicada utilizando-se a Lei de Bragg
Utilizando o auxiacutelio geomeacutetrico da Figura 9 pode-se verificar que o caminho oacutetico percorrido
pelos raios X incidentes no primeiro plano do material eacute diferente do caminho percorrido pelos
feixes refratados no segundo plano A diferenccedila de caminho (δ) pode ser descrita como
δ = 2dhkl119904119890119899120579 (1)
Essa diferenccedila de percurso gera uma diferenccedila de fase (∆120593) entre as ondas refletidas que pode
ser expressa por
23
∆120593 = 2120587 δλfrasl (2)
onde λ eacute o comprimento de onda do feixe de raios X incidente Para um cristal perfeito e infinito
haveraacute interferecircncia construtiva somente quando δ = nλ onde n eacute um nuacutemero inteiro
Dessa forma a condiccedilatildeo para ocorrecircncia de interferecircncia construtiva pode ser expressa como
2119889ℎ119896119897119904119890119899120579 = 119899 λ (3)
Essa relaccedilatildeo eacute conhecia como a Lei de Bragg
Desse modo se o cristal for rotacionado cada conjunto de planos iraacute difratar a radiaccedilatildeo
quando o valor de 2dsenθ satisfizer a equaccedilatildeo Assim os dados de difraccedilatildeo satildeo coletados para
o cristal como um todo O arranjo de feixes difratados considerados em conjunto eacute
denominado padratildeo de difraccedilatildeo de cristal Se o material analisado estiver na forma de um poacute
de pequenos cristalitos aleatoriamente arranjados cada cristalito iraacute produzir seu proacuteprio padratildeo
de difraccedilatildeo [34]
Um ponto importante a ser considerado eacute que a intensidade determinada
experimentalmente definida como a intensidade total de cada difraccedilatildeo e que corresponde as
aacutereas delimitadas pelas respectivas curvas eacute maior que a prevista pela Lei de Bragg Tal
diferenccedila entre o padratildeo real e o previsto por Bragg reside no fato de o cristal natildeo ser perfeito
e nem infinito aleacutem dos feixes de raios X natildeo serem totalmente monocromaacuteticos e a radiaccedilatildeo
incidente natildeo corresponder a feixes perfeitamente paralelos Por tudo isso ao se observar um
padratildeo de raios X verifica-se que os picos possuem a forma de uma funccedilatildeo Gaussiana e natildeo a
de uma funccedilatildeo delta como previsto pela lei de Bragg Assim para valores ligeiramente
diferentes dos acircngulos de Bragg ocorreraacute tambeacutem difraccedilatildeo [35]
Se o material analisado for um liacutequido ou um soacutelido natildeo cristalino (amorfo) o padratildeo
obtido se caracteriza por uma quase completa ausecircncia de periodicidade uma certa ordem
apenas a pequenas distacircncias (de curto alcance) e uma preferecircncia estatiacutestica para uma distacircncia
interatocircmica particular Como consequecircncia os padrotildees tendem a possuir apenas um ou dois
picos alargados
Na Figura 10 ilustra-se as diferenccedilas tiacutepicas observadas nos padrotildees de difraccedilatildeo para
amostras de um cristal perfeito (A) um cristal real (B) e um liquido ou material amorfo (C)
24
Figura 10 Padratildeo de difraccedilatildeo para Cristal perfeito cristal real e liquido ou amorfo respectivamente
O estudo da direccedilatildeo e da intensidade do feixe difratado eacute importante pois permite obter
conclusotildees sobre o fator de estrutura de materiais cristalinos e de materiais amorfos As
intensidades relativas da difraccedilatildeo de estruturas cristalinas dependem do conteuacutedo da ceacutelula
unitaacuteria quanto ao nuacutemeros de eleacutetrons nos aacutetomos posiccedilotildees atocircmicas e da distribuiccedilatildeo
eletrocircnica nos aacutetomos Tem-se entatildeo o fator de estrutura que estaacute diretamente relacionado com
a intensidade das ondas espalhadas no fenocircmeno de difraccedilatildeo em materiais
241 Difratocircmetro
O difratocircmetro eacute constituiacutedo basicamente por um tubo de raios X um porta amostra
onde se incide a radiaccedilatildeo e um detector moacutevel Nos equipamentos modernos a geometria de
Bragg-Brentano se manteacutem com a diferenccedila de que a amostra permanece na posiccedilatildeo horizontal
podendo se movimentar apenas quando se utiliza um sistema de rotaccedilatildeo horizontal sobre o eixo
da amostra Nessa geometria um feixe de radiaccedilatildeo monocromaacutetica incide na amostra em forma
de poacute rotacionada de um acircngulo θ enquanto os dados satildeo coletados por um detector que se
move de 2θ [3637]
Uma representaccedilatildeo esquemaacutetica do funcionamento de um difratocircmetro pode ser vista
na Figura 11 Neste esquema verifica-se que o feixe de Raios X gerado pela fonte (A) sai do
tubo passando pela janela de beriacutelio em forma de uma linha O mesmo passa pela fenda soller
de placas paralelas passando em seguida pela fenda divergente e pela maacutescara que controlam
25
a aacuterea dos Raios X que incidem sobre a amostra (B) O feixe difratado passa pelas fendas anti-
espalhamento de recebimento e soller incidindo no detector (C) apoacutes passar por um
monocromador [353637]
Figura 11 Representaccedilatildeo esquemaacutetica de um Difratocircmetro [35]
As fendas soller tecircm como funccedilatildeo diminuir a divergecircncia axial de um feixe de raios X
A fenda divergente eacute utilizada para limitar a divergecircncia lateral do feixe de raios X de modo
que a superfiacutecie da amostra receba o maacuteximo possiacutevel da radiaccedilatildeo e ao mesmo tempo a
irradiaccedilatildeo do porta amostra seja evitada A maacutescara tem a funccedilatildeo de limitar a aacuterea linear
iluminada sobre a amostra [3839]
O feixe difratado eacute normalmente expresso atraveacutes de picos que se destacam do
background (ou linha de base) registrados num difratograma de intensidade versus o acircngulo
2θ As intensidades obtidas em acircngulos 2θ representadas atraveacutes dos picos nos difratogramas
correspondem agrave difraccedilatildeo do feixe incidente por um determinado conjunto de planos do cristal
que possuem mesma distacircncia interplanar cada qual com iacutendices de Miller hkl (reflexotildees hkl)
A intensidade a posiccedilatildeo angular (2θ) ou distacircncia interplanar (d) e o perfil satildeo as informaccedilotildees
obtidas de cada pico Cada composto cristalino apresenta um padratildeo difratomeacutetrico
caracteriacutestico permitindo sua identificaccedilatildeo atraveacutes das posiccedilotildees angulares e intensidades
relativas dos picos difratados [3639]
Na tabela 2 apresentam-se alguns fatores instrumentais e seus efeitos sobre as posiccedilotildees
forma e larguras dos picos de difraccedilatildeo [414243]
26
Tabela 2 Relaccedilatildeo entre os fatores instrumentais e os efeitos sobre os picos de DRX
25 Meacutetodo de Rietveld
O fiacutesico holandecircs Hugo M Rietveld desenvolveu em 1969 um meacutetodo para refinar
estruturas cristalinas a partir de modelos teoacutericos e de padrotildees de raios X (DRX) ou de necircutrons
[44 45]
O modelo matemaacutetico utilizado no Meacutetodo de Rietveld (MR) refina os perfis teoacutericos
dos picos de difraccedilatildeo de forma que estes perfis se aproximem dos perfis medidos O refinamento
possibilita determinar as propriedades cristalograacuteficas do material analisado como por
exemplo orientaccedilotildees preferenciais (textura) em alguns casos o tamanho meacutedio e a
microdeformaccedilatildeo de cristalitos e as dimensotildees da cela unitaacuteria [44]
Para executar o refinamento de estruturas o MR faz comparaccedilotildees do perfil real de uma
amostra (o observado ou experimental) com espectros teoacutericos calculados a partir de misturas
hipoteacuteticas de fases (o calculado) Compara-se pontualmente os valores obtidos atraveacutes da
diferenccedila entre as intensidades
Os valores satildeo ajustados utilizando-se o meacutetodo dos miacutenimos quadrados ateacute se
conseguir a melhor concordacircncia possiacutevel do padratildeo experimental com o calculado [46]
A diferenccedila entre as intensidades isto eacute a quantidade minimizada no refinamento eacute dada
pela seguinte expressatildeo
Sy = sum 120596119894(119910119894 minus 119910119888119894)2
119894 (4)
FATOR INSTRUMENTAL EFEITO SOBRE O PICO
Alinhamento e colimaccedilatildeo do feixe Afeta na largura e simetria dos picos
Excentricidade da amostra Influecircncia a largura e posiccedilatildeo dos picos
Planaridade da superfiacutecie da
amostra Produz assimetria dos picos em baixos acircngulos
Absorccedilatildeotransparecircncia da amostra Causa deslocamento dos picos alargamento e assimetria
principalmente em amostras com coeficientes de absorccedilatildeo
Tamanho das partiacuteculas e micro
deformaccedilatildeo da rede Causa variaccedilatildeo na largura e forma dos picos
27
Onde 120596119894 representa a intensidade observada no i-eacutesimo ponto (sendo expresso por 120596119894 =
1 119910119894frasl ) e 119910119894 representa a intensidade observada e 119910119888119894 a intensidade calculada [46]
As medidas precisas de intensidades dadas em intervalos de 2θ o incremento de 2θ
constante um modelo inicial proacuteximo a estrutura real da amostra satildeo alguns requisitos que
devem ser analisados antes de se iniciar o refinamento
Deve-se ficar claro que o MR natildeo se trata de um software os programas satildeo utilizados
para realizar os caacutelculos matemaacuteticos requeridos pelo meacutetodo Existem diversos programas
computacionais que usam o MR dentre eles o pacote de programas GSAS (General Structure
Analysis System) [47] e o EXPGUI [48]
Para se descrever o formato dos picos de DRX de materiais nanoestruturados
recomenda-se utilizar a funccedilatildeo perfil pseudo-Voigt de Thompson-Cox-Hasting modificada
(funccedilatildeo de perfil CW 4 no pacote GSAS [47]) que considera o modelo anisotroacutepico de Stephens
e efeitos de textura [4950]
Nesta funccedilatildeo de perfil a largura a meia altura (FWHM) das partes gaussiana (ΓG) e
Lorentziana (ΓL) eacute expressa da seguinte forma
Γ119866 = [(119880 + (1 minus 120578)2119889ℎ1198961198974 Γ119878
2(ℎ119896119897))1199051198861198992120579 + 119881119905119886119899120579 + 119882 +119875
1198881199001199042120579]
12
(5)
e
Γ119871 = 120578119889ℎ1198961198972 Γ119878(ℎ119896119897) 119905119886119899120579 +
119883+119883119890119888119900119904120601
119888119900119904120579 (6)
Onde dhkl eacute a distacircncia entre os planos da rede e θ eacute o acircngulo de Bragg Na parte gaussiana os
paracircmetros V e W dependem dos instrumentos Os paracircmetros P e o termo X + Xecosφ
descrevem respectivamente as contribuiccedilotildees Gaussianas e Lorentzianas para o tamanho de
cristalito Os paracircmetros P e X correspondem ao tamanho de cristalito isotroacutepico enquanto Xe
expressa efeitos de tamanho de cristalito anisotroacutepicos φ eacute o acircngulo entre o vector de reflexatildeo
e o seu respectivo eixo de ampliaccedilatildeo
O paracircmetro de tensatildeo isotroacutepica U e o paracircmetro de tensatildeo anisotroacutepica ΓS (hkl)
expressam o alargamento de pico causado por deformaccedilotildees na rede cristalina ΓS (hkl) eacute uma
28
funccedilatildeo do alargamento (hkl) e depende da simetria de cristal [4950] O paracircmetro η eacute um
coeficiente de mistura que determina as contribuiccedilotildees do alargamento gaussiano (η = 0) e
Lorentziano (η = 1)
O tamanho de cristalito aparente pode ser determinado pela formula de Scherrer
Considerando o refinamento de todos esses paracircmetros para ajustar as larguras de linha e
assumindo que a contribuiccedilatildeo da distribuiccedilatildeo de tamanho de cristalitos eacute anisotroacutepica isto eacute
fazendo P = 0 na equaccedilatildeo 5 pode-se calcular o tamanho de cristalito (lang119889rang) pela seguinte foacutermula
[52]
lang119889rang =(18000119870120582)
119871119909120587 (7)
Considerando tambeacutem que as microtensotildees satildeo isotroacutepicas e fazendo ΓS (hkl) =0 na
equaccedilatildeo 6 pode-se calcular seu percentual pela foacutermula contida no Manual do GSAS [52]
assim a microdeformaccedilatildeo (ε) pode ser expressa por
120576 =120587
18000radic(81198971198992)(119866119880 minus 119866119880119900)100 (8)
Onde GUo eacute o valor previamente obtido do material padratildeo utilizado na calibraccedilatildeo do
equipamento Os valores obtidos para a amostra padratildeo satildeo considerados como iniciais para
paracircmetros ajustaacuteveis e mantidos fixos para os demais durante o ajuste de difratogramas de
amostras em estudo [53]
Durante o refinamento pelo meacutetodo de Rietveld um conjunto de paracircmetros varaacuteveis eacute
calculado e refinado em relaccedilatildeo aos dados digitalizados do difratograma abaixo apresenta-se
um breve detalhamento desses paracircmetros [414243]
29
1- Fator de escala corresponde agrave correccedilatildeo de proporcionalidade entre o padratildeo
difratomeacutetrico calculado e o observado
2- Linha de base (background) eacute corrigida a partir de dados coletados no proacuteprio
difratograma e da interpolaccedilatildeo entre estes pontos Eacute importante conhecer o
comportamento da linha de base jaacute que esta fornece informaccedilotildees a respeito da presenccedila
de fases amorfas na amostra e pode ser incluiacuteda em uma rotina de quantificaccedilatildeo das
fases envolvidas
3- Perfil de pico conjunto de funccedilotildees analiacuteticas em que se modelam efeitos relacionados
ao perfil Algumas equaccedilotildees analiacuteticas satildeo propostas para corrigir estes efeitos como
as equaccedilotildees Gaussiana Lorentziana e de assimetria
4- Paracircmetros da ceacutelula Podem ser corrigidos pela Lei de Bragg (nλ=2dsenθ) onde o
espaccedilamento d estaacute relacionado aos iacutendices de Miller e portanto aos paracircmetros de
ceacutelula (a b c α β γ) A indexaccedilatildeo dos picos eacute feita levando-se em conta os paracircmetros
da ceacutelula e a intensidade calculada o que mostra certa vantagem em relaccedilatildeo a teacutecnicas
convencionais pois todos os paracircmetros que influenciam na discrepacircncia dos valores
de d satildeo refinados conjuntamente com os das intensidades
5- Fator de estrutura os paracircmetros variaacuteveis deste fator satildeo posiccedilotildees atocircmicas fatores
de temperatura isotroacutepicos ou anisotroacutepicos e o nuacutemero de ocupaccedilatildeo
6- Deslocamento paracircmetros de correccedilatildeo dos deslocamentos devido agrave fuga do ponto focal
da oacuteptica do difratocircmetro
7- Orientaccedilatildeo preferencial correccedilatildeo de problemas gerados na preparaccedilatildeo de amostra
Trabalhos da literatura mostram que a reduccedilatildeo computacional da orientaccedilatildeo preferencial
tem eficiecircncia limitada daiacute a preocupaccedilatildeo em controlar este efeito durante a preparaccedilatildeo
da amostra
30
251 Iacutendices de avaliaccedilatildeo da qualidade do refinamento
A qualidade do refinamento deve ser verificada atraveacutes de indicadores estatiacutesticos
numeacutericos que satildeo utilizados durante o processo iterativo (caacutelculos) e apoacutes o teacutermino deste
para aferir se o refinamento estaacute se procedendo de modo satisfatoacuterio [46]
Os refinamentos realizados no software GSAS [47] devem ser acompanhados no que
diz respeito a convergecircncia ao miacutenimo global por iacutendices de confiabilidade para julgar a
qualidade dos mesmos dentre eles o Rwp (R ponderado) e o 1205362 chamado de ldquogoodnees of fit
os quais estatildeo relacionados com o perfil do difratograma [46]
O Rwp eacute expresso por
119877119908119901 = ( radicsum 120596119894(119910119894minus 119910119888119894)2
119894
sum 120596119894(119910119894)2119894
) 119909 100 (9)
O denominador do Rwp eacute a funccedilatildeo de minimizaccedilatildeo (equaccedilatildeo 4) Esse eacute o iacutendice que deve
ser analisado para verificar se o refinamento estaacute convergindo Se o valor de Rwp estaacute
diminuindo entatildeo o refinamento estaacute sendo bem-sucedido Bons refinamentos fornecem
valores de Rwp da ordem de 2 a 10 tipicamente se encontram entre 10 e 20 [46]
O Rexp eacute o valor estatisticamente esperado sendo expresso conforme [54]
119877119890119909119901 = [(119873minus119875)
sum 119908119894(119910119894(119900119887119904))sup2]
12frasl
(10)
Por sua vez o 1205362 eacute definido como
1205942 = 119877119908119901
119877119890119909119901 (11)
Trata-se de um iacutendice frequentemente utilizado estando relacionado agrave qualidade do
ajuste entre o difratograma calculado e o observado Espera-se que seu valor seja equivalente a
10 em um refinamento perfeito sendo que na praacutetica valores em torno de 50 caracterizam
refinamentos otimizados [43] O Rexp utilizado para se determinar o valor de 1205362 eacute o valor
estatisticamente esperado para o Rwp
31
252 GSAS-EXPGUI
O diagrama de blocos da Figura 12 descreve os procedimentos a serem seguidos para se
iniciar um refinamento no software EXPGUI [48]
Figura 12 Diagrama de blocos com ordem dos procedimentos para iniacutecio do refinamento no EXPGUI
Iniciar o programa
Adicionar as fases
Inserir o Difratograma Experimental
Inserir o arquivo PRM
Escolha da funccedilatildeo de background
powpref
genles
Abertura do programa com criaccedilatildeo de um novo arquivo referente ao
refinamento que seraacute iniciado
A adiccedilatildeo das fases presentes na amostra normalmente utiliza-se arquivos
com as informaccedilotildees cristalograacuteficas com a extensatildeo cif
Insere-se o arquivo contendo o difratograma experimental (com a extensatildeo
gsas)
Inserir o PRM O arquivo PRM conteacutem informaccedilotildees instrumentais do
difratocircmetro utilizado como por exemplo o nome do difratocircmetro o
comprimento de onda da radiaccedilatildeo utilizada a polarizaccedilatildeo e os paracircmetros de
perfil relacionados ao alargamento instrumental
O passo seguinte eacute a escolha da funccedilatildeo de background e o nuacutemero de termos
que se iraacute utilizar O programa dispotildee de 8 tipos de funccedilotildees background Na
sequecircncia deve-se escolher a funccedilatildeo de perfil que iraacute modelar os picos de
difraccedilatildeo O GSAS possui cinco funccedilotildees Nesse trabalho utilizou-se a funccedilatildeo
nuacutemero 4
Preparar e carregar os dados
Prepara para rodar os ciclos de refinamento
32
Concluiacutedo os processos descritos na Figura 12 inicia-se o refinamento dos paracircmetros
vale ressaltar que a utilizaccedilatildeo da funccedilatildeo perfil pseudo-Voigt de Thompson-Cox-Hasting
modificada embora seja mais interessante para refinamentos de estruturas ela pode apresentar
alguma complicaccedilatildeo devido agrave grande quantidade de paracircmetros altamente correlacionados (GU
GV GW GP LX) que tornam a convergecircncia um desafio agrave paciecircncia
Entretanto a sua aplicaccedilatildeo pode ser significativamente simplificada se um refinamento
preacutevio de uma amostra padratildeo for realizado e os paracircmetros instrumentais obtidos forem
usados como paracircmetros iniciais para o refinamento do material desejado [46]
Na Figura 13 apresenta-se um print da interface do EXPGUI Durante os procedimentos
de refinamento
Figura 13 Interface do EXPGUI para refinamento dos paracircmetros
Para refinamento dos paracircmetros o conhecimento da correlaccedilatildeo de cada fator torna mais
faacutecil o sucesso e a qualidade final do refinamento Escolhendo-se a funccedilatildeo de perfil 4 tem-se as
seguintes correlaccedilotildees mostradas na tabela 3
33
Tabela 3 Correlaccedilotildees e definiccedilotildees para as variaacuteveis envolvidas no refinamento pelo MR no EXPGUI
PARAcircMETRO CORRELACcedilAtildeO NO MODELO REFINADO
GV e GW Definem a largura da gaussiana relacionada ao alargamento instrumental
GU Define a largura da gaussiana relacionada agrave micro deformaccedilatildeo da rede
GP Define a largura da gaussiana relacionada ao tamanho de cristalito
LX Define a largura da lorentziana relacionada ao tamanho de cristalito
PTEC Avalia a anisotropia do tamanho de cristalito relacionada ao alargamento de
Lorentz
SHKL Define a micro deformaccedilatildeo da rede relacionada ao alargamento de Lorentz Seu
nuacutemero de termos depende da simetria de Laue
TRNS Descreve a profundidade de penetraccedilatildeo dos raios X em uma amostra
SHFT Determina o deslocamento em 2θ devido agrave posiccedilatildeo da amostra no porta amostra
SFEC Avalia a anisotropia quando haacute falhas de empilhamento da rede
ETA Eacute o termo de mistura entre as contribuiccedilotildees de Gauss e de Lorentz
SL e HL Satildeo termos de assimetria relacionados agrave divergecircncia axial
25 Calorimetria Diferencial de Varredura
A calorimetria diferencial de varredura (Differential Scanning Calorimetry- DSC) eacute um
meacutetodo de medida bem estabelecido e usado numa ampla escala em diferentes aacutereas de
pesquisa Com as medidas de DSC eacute possiacutevel investigar a evoluccedilatildeo teacutermica dos materiais e
tambeacutem avaliar grandezas como pureza capacidade teacutermica calor de transiccedilatildeo transiccedilotildees
viacutetreas relaxaccedilatildeo teacutermica [2]
O sistema DSC consiste na detecccedilatildeo de um sinal eleacutetrico gerado pela diferenccedila de
temperatura entre o material de referecircncia cujo comportamento com a temperatura eacute conhecido
e o material que estaacute sendo investigado (amostra) O DSC eacute um meacutetodo calorimeacutetrico no qual
satildeo medidas diferenccedilas de energia A Figura 14 ilustra a configuraccedilatildeo de um DSC
34
Figura 14 Ilustraccedilatildeo da configuraccedilatildeo de um DSC
As curvas construiacutedas com os dados DSC permitem identificar substacircncias construir
diagramas de fase aleacutem de determinar a fraccedilatildeo de cristalinidade dos materiais A amostra natildeo
inerte pode sofrer periodicamente fenocircmenos de absorccedilatildeo ou geraccedilatildeo de calor em funccedilatildeo do
tempo temperatura e posiccedilatildeo do meio Entre os processos de absorccedilatildeo de calor (endoteacutermicos)
pode-se destacar a fusatildeo a sublimaccedilatildeo a adsorccedilatildeo e entre os processos de geraccedilatildeo de calor
(exoteacutermicos) destacam-se a cristalizaccedilatildeo e a desorccedilatildeo
De acordo com o fenocircmeno ocorrido com a amostra no interior do equipamento a curva
gerada poderaacute apresentar picos endoteacutermicos ou exoteacutermicos a associaccedilatildeo dos dados com um
diagrama de fases um DRX ou outra teacutecnica poderaacute ser necessaacuterio para se extrair informaccedilotildees
consistentes A Figura 15 ilustra as possiacuteveis configuraccedilotildees encontradas em uma curva tiacutepica
de DSC
Figura 15 Representaccedilatildeo graacutefica dos padrotildees geneacutericos de picos apresentados no DSC
35
Dentre os possiacuteveis fenocircmenos apresentados por uma amostra em um DSC pode-se
obter picos exoteacutermicos ou endoteacutermicos Pode-se calcular a energia de ativaccedilatildeo (Ea) necessaacuteria
para promover a cristalizaccedilatildeo ou a nucleaccedilatildeo de uma fase Para tanto eacute necessaacuterio conhecer
valores de temperaturas de pico de cristalizaccedilatildeo (Tc) medidas para diferentes taxas de
aquecimento constantes (τ) e aplicar esses valores na equaccedilatildeo de Kissinger mostrada abaixo
[2]
119897119899 (τ
1198791198882) = minus
119864119886
119877119879119888+ 119888 (12)
onde R = 831 Jmol K eacute a constante molar dos gases e c eacute uma constante arbitraria
36
3 PROCEDIMENTOS EXPERIMENTAIS
31 Produccedilatildeo da Amostra
Para produccedilatildeo da amostra de Bi3Ni utilizou-se a formula AxBy onde x + y =100 e as
relaccedilotildees abaixo descritas as quais permitem encontrar os valores em fraccedilatildeo da massa de cada
componente
119872119879119900119905119886119897 = (119909
119909+119910) 119872119860 + (
119910
119909+119910) 119872119861
119876119860 = (119909
119909+119910)
119872119860
119872119879119874119879119860119871 e (13)
119876119861 = (119910
119909 + 119910)
119872119861
119872119879119874119879119860119871
onde MTotal = massa total a ser pesada MA = massa do elemento A (constante na Tabela
Perioacutedica) MB = massa do elemento B (constante na Tabela Perioacutedica) QA = fraccedilatildeo da massa
do elemento A a ser pesada e QB = fraccedilatildeo da massa do elemento B a ser pesada
Considerando-se as relaccedilotildees acima a amostra composta pelos elementos quiacutemicos
Niacutequel (Ni) e Bismuto (Bi) foi produzida com a massa total de 3 gramas sendo 026 gramas
de Ni (Alfa Aesar com 9995 de pureza e com tamanho de partiacutecula de minus100 mesh) e 274
gramas de Bi (Alfa Aesar com 9995 de pureza e com tamanho de partiacutecula de minus100 mesh)
Para pesagem foi utilizada a balanccedila eletrocircnica de alta precisatildeo (001mg) SHIMADZU modelo
(AUW220D)
32 Siacutentese Mecacircnica
Apoacutes a preparaccedilatildeo da amostra iniciou-se a fase da moagem mecacircnica Para tal utilizou-
se o moinho High Energy Ball Mill Emax da Retsch pertencente ao Laboratoacuterio de Siacutentese e
Caracterizaccedilatildeo de Nanomateriais (LSCN) do IFAM O moinho Emax combina vantagens de
diversos tipos de moinho tais como impacto de alta frequecircncia (moinho oscilante) atrito
37
intenso (moinho oscilante de discos) e movimentos rotativos controlados do vaso de moagem
(moinho de bolas planetaacuterio) o que proporciona um oacutetimo desempenho [55]
Na Figura 16 satildeo mostradas as imagens do moinho na imagem agrave esquerda observa-se a posiccedilatildeo
de fixaccedilatildeo dos dois jarros de moagem
Figura 16 Moinho High Energy Ball Mill Emax
Os suportes de cada vaso satildeo afixados sobre dois discos que giram no mesmo sentido
movendo assim os vasos por uma trajetoacuteria circular sem que estes modifiquem sua orientaccedilatildeo
A accedilatildeo combinada da geometria dos vasos e da mecacircnica do movimento gera um forte atrito
entre as bolas a amostra e as paredes do vaso bem como uma elevada aceleraccedilatildeo que lanccedila as
bolas com forte impacto contra a amostra junto agraves paredes do vaso Disso resulta uma melhor
mistura das partiacuteculas e uma menor granulometria final [55]
O moinho possui um sistema de resfriamento por aacutegua permitindo que a elevada
aplicaccedilatildeo de energia possa ser aproveitada com eficiecircncia no processo de moagem sem que a
amostra se superaqueccedila
A amostra foi colocada no jarro de moagem juntamente com 3 esferas de accedilo inoxidaacutevel
com massa total de 2092 g resultando numa BPR aproximada de 71 O jarro de moagem foi
levado a glove box onde foi realizado o vaacutecuo do ambiente com a posterior injeccedilatildeo de gaacutes
Argocircnio e a selagem do vaso de moagem Esse procedimento teve como objetivo evitar uma
possiacutevel oxidaccedilatildeo da amostra durante a moagem mecacircnica
38
Na Figura 17 eacute possiacutevel visualizar o jarro de moagem em dois momentos sendo o
primeiro entes do fechamento com as esferas e a amostra e posteriormente durante o processo
de fechamento dentro da glove box
Figura 17 Preparaccedilatildeo e selagem do vaso de moagem
O primeiro processo de moagem da mistura foi realizado durante uma hora Apoacutes esse
tempo o jarro foi aberto e feito uma Difraccedilatildeo de Raios X (DRX) da amostra Seguiu-se entatildeo
para selagem do vaso de moagem e preparaccedilatildeo para novo ciclo de moagem O intervalo de
moagem passou a ser de 3 horas sendo realizado em trecircs etapas de 1 hora entre cada etapa
houve um intervalo de 5 minutos para resfriamento da amostra realizadas sem abertura do jarro
de moagem
No procedimento foi utilizada a rotaccedilatildeo de 1000 rpm a temperatura do vaso variou de
27 degC agrave 39 degC no final da moagem Apoacutes as 3 horas de moagem o vaso foi aberto e realizou-se
um DRX da amostra Esse processo se repetiu por seis vezes tendo gerado intervalos de tempo
de1h 4hs 7hs 10hs 13hs 16hs e 19hs de moagem
O fim da moagem foi estabelecido com base na anaacutelise dos difratogramas da amostra e
da constataccedilatildeo de equiliacutebrio na evoluccedilatildeo ou formaccedilatildeo de novas fases
39
33 Difraccedilatildeo de Raios X
As medidas de DRX foram realizadas no Laboratoacuterio de Materiais (LabMat) da UFAM
utilizando um Difratocircmetro de Raio-X modelo Empyrean da PANalytical com radiaccedilatildeo CuKα1
de 1 5406 Aring e se dividiram em duas etapas
A primeira etapa foi realizada com os intervalos de 1h 4hs 7hs 10hs 13hs 16hs e 19
horas e teve como finalidade acompanhar a evoluccedilatildeo estrutural da amostra e confirmar a
formaccedilatildeo da fase uacutenica de Bi3Ni
A Figura 18 apresenta o porta amostra em duas etapas distintas a primeira com a
amostra sendo preparada adequadamente e na segunda pronta para a realizaccedilatildeo do DRX
Figura 18 Preparaccedilatildeo da amostra para realizaccedilatildeo de DRX
Os difratogramas experimentais gerados foram submetidos agrave identificaccedilatildeo das fases
cristalinas atraveacutes de comparaccedilotildees com padrotildees difratomeacutetricos disponibilizados no banco de
dados do Inorganic Crystal Structure Database ndash ICSD
Na Figura 19 apresenta-se o goniocircmetro difratocircmetro de raio-X modelo Empyrean da
PANalytical
40
Figura 19 Difratocircmetro de Raio-X modelo Empyrean da PANalytical
Os padrotildees usados de DRX foram os seguintes
Faixa de acircngulo 10 ndash 100deg
Velocidade de escaneamento 1deg min
Tempo aproximado de realizaccedilatildeo do difratograma 45 min
Tubo de raio-X de cobre (Cu)
Voltagem 40 kV
Corrente 30 mA
Divergecircncia de fenda 10 (deg)
Dispersatildeo de fenda 10 (deg)
A segunda etapa das medidas de DRX foi realizada com uso do forno e medidas in situ
tendo sido realizadas com a amostra moiacuteda por 19 horas nas temperaturas de 250 2500 3000 e
350 0C essas medidas tiveram a finalidade de acompanhar o comportamento estrutural em
funccedilatildeo da temperatura e estudar a estabilidade teacutermica da amostra Detalhes do forno estatildeo
ilustrados nas Figuras 20
41
Figura 20 Preparaccedilatildeo da amostra e porta amostra no forno do DRX
A primeira mediccedilatildeo foi realizada a temperatura de 25 oC seguindo-se de um
aquecimento a taxa de 10 oCmin ateacute atingir a temperatura de 250 oC apoacutes atingir a temperatura
procedeu-se uma execuccedilatildeo de uma isoteacutermica por 10 minutos antes da mediccedilatildeo in situ de DRX
O procedimento foi repetido para as temperaturas de 300 oC e 350 oC conforme pode-se
observar na rampa de aquecimento da Figura 21
Figura 21 Rampa de aquecimento para medidas in situ de DRX
34 Refinamento pelo Meacutetodo de Rietveld
Para realizaccedilatildeo dos refinamentos pelo MR desta dissertaccedilatildeo utilizou-se o programa
GSAS (General Structure Analysis System) e o EXPGUI [4748]
42
Para se descrever o formato dos picos de DRX utilizou-se a funccedilatildeo perfil pseudo-Voigt
de Thompson-Cox-Hasting modificada funccedilatildeo de perfil CW 4 no pacote GSAS que considera
o modelo anisotroacutepico de Stephens e efeitos de textura [4950]
Para o coeficiente de mistura (η) que determina as contribuiccedilotildees do alargamento
gaussiano (η = 0) e Lorentziano (η = 1) nas equaccedilotildees 5 e 6 foi utilizado neste trabalho o valor
de η = 075
Os coeficientes de alargamento instrumental V e W constantes na equaccedilatildeo 5 foram
previamente obtidos a partir do DRX de uma amostra padratildeo bem cristalizada e mantidos fixos
no refinamento dos dados experimentais
Para o caacutelculo do tamanho meacutedio de cristalito com o uso da equaccedilatildeo 7 utilizou-se o
valor de K = 091 e 120582=0154056 nm
O GSAS dispotildee de 8 tipos de funccedilotildees de background neste trabalho utilizou-se a funccedilatildeo
polinomial de Chebyshev o nuacutemero de termos variou tendo sido utilizados 20 termos na funccedilatildeo
polinomial para refinamentos com a presenccedila da fase amorfa e 6 termos apoacutes a cristalizaccedilatildeo da
fase amorfa
Para iniacutecio do refinamento no programa EXPGUI foi utilizado o diagrama de blocos da
Figura 12 e para o refinamento dos paracircmetros as correlaccedilotildees da tabela 3
35 Tratamento Teacutermico
Foi realizado um tratamento teacutermico na amostra moiacuteda por 19 horas com a finalidade
de promover o relaxamento dos defeitos e tensotildees causados durante a moagem mecacircnica e a
cristalizaccedilatildeo da fase amorfa presente A partir da temperatura ambiente 25 oC iniciou-se o
aquecimento a uma taxa de 10 oCmin A temperatura final foi de 800 oC seguindo-se do
desligamento do forno que se manteve fechado ateacute que a temperatura da amostra atingisse
25 oC Em seguida a amostra foi retirada do forno e foi realizado um DRX Utilizou-se um forno
tubular com tubo de quartzo e uma atmosfera com fluxo constante de gaacutes argocircnio ilustrado
na Figura 22
43
Figura 22 Forno utilizado para realizar o tratamento teacutermico
36 Calorimetria Diferencial de Varredura (DSC)
As medidas de DSC foram realizadas na amostra moiacuteda por 19 horas em uma ceacutelula
Netzsch modelo DSC 3500 Sirius pertencente ao Laboratoacuterio de Termo ciecircncias da UFAM
Para realizaccedilatildeo das medidas utilizou-se um fluxo de proteccedilatildeo de N2 a 50 mlmin com
temperatura inicial de 25 oC e temperatura final de 550 oC
Foram realizadas quatro medidas com as taxas de transferecircncia de calor de 25 oCmin
5 oCmin 10 oCmin e 20 oCmin Foram utilizados cadinhos (porta amostra) de alumiacutenio e a
massa meacutedia de 22 mg de amostra foi utilizada nos quatro experimentos
Na Figura 23 eacute mostrada a ceacutelula Netzsch modelo DSC 3500 Sirius onde foram
realizadas as medidas e os cadinhos sendo dois fechados e um com a amostra visiacutevel
Figura 23 Equipamento utilizado para realizar o DSC
44
4 RESULTADOS E DISCUSSOtildeES
41 Evoluccedilatildeo estrutural
A Figura 24 mostra a evoluccedilatildeo estrutural durante o processo de siacutentese conforme
descrito nos procedimentos experimentais Qualitativamente podemos ver nesta figura uma
modificaccedilatildeo gradativa dos padrotildees de difraccedilatildeo O pico mais intenso da amostra moiacuteda por 1
hora corresponde ao plano (1 0 -2) do Bi precursor
Acompanhando o comportamento deste plano em especiacutefico constata-se que entre a
primeira e a quarta hora o mesmo sofre apenas uma ligeira diminuiccedilatildeo Concomitantemente
com este decreacutescimo emergem pequenos novos picos em 2θ aproximadamente entre 28 e 35o
Com 7 horas de moagem os novos picos satildeo evidentes e foram identificados junto agrave base de
dados do ICSD como a estrutura desejada Bi3Ni grupo espacial Pnma (cartatildeo nuacutemero 391336)
Em 13 horas de moagem o pico do Bi atinge seu miacutenimo e segue estaacutevel ateacute 19 h de moagem
Dada a observaccedilatildeo da estabilizaccedilatildeo estrutural o processo foi interrompido Uma anaacutelise mais
detalhada dos difratogramas seraacute mostrada e discutida na sequecircncia
Figura 24 Padratildeo de difraccedilatildeo observado para amostra e Bi3Ni durante todo intervalo de moagem
10 20 30 40 50 60 70 80
19h
16h
1h
10h
1h
7h
4h
2(graus)
1h
13h
Inte
nsid
ade (
ua
)
45
Na Figura 25 mostramos a indexaccedilatildeo das fases na primeira hora de moagem onde foi
verificada o iniacutecio da nucleaccedilatildeo do Bi3Ni Tambeacutem eacute possiacutevel observar os picos do elemento
precursor minoritaacuterio no caso o Niacutequel (cartatildeo ICSD 64703)
Figura 25 Difratograma obtido apoacutes a primeira hora de moagem
Seguindo o processo de moagem conforme descrito nos procedimentos experimentais
a amostra foi moiacuteda por mais 3 horas totalizando 4 horas de moagem os difratogramas obtidos
satildeo apresentados nas Figuras 26 e 27 Nesta etapa jaacute natildeo eacute mais possiacutevel identificar a presenccedila
dos picos referentes ao niacutequel dessa forma somente satildeo observados os picos do bismuto e do
Bi3Ni Poreacutem como verificamos na Figura 24 a nucleaccedilatildeo da liga Bi3Ni continua ocorrendo
sistematicamente
Na Figura 26 mostramos uma comparaccedilatildeo do difratograma padratildeo de Bi3Ni (cartatildeo
nuacutemero 391336 do ICSD) com o difratograma da amostra moiacuteda por 4 horas plotados em
conjunto para destacar a nucleaccedilatildeo da fase de Bi3Ni
Na Figura 27 apresenta-se o resultado do refinamento pelo meacutetodo de Rietveld para as
4 horas de moagem Eacute possiacutevel verificar um bom acordo entre o padratildeo de DRX da amostra e
o padratildeo refinado por MR Os fatores de qualidade podem ser verificados na tabela 4 Neste
refinamento obtivemos uma fraccedilatildeo de fase equivalente a 67 de Bi e 33 de Bi3Ni
46
Figura 26 Difratograma da amostra moiacuteda durante 4 horas (curva com ruiacutedo) e o padratildeo idealizado
do Bi3Ni calculado a partir do arquivo CIF (cartatildeo ICSD no 391336)
Figura 27 Padratildeo observado no DRX (4horas) calculado e residual obtidos no refinamento pelo MR
10 20 30 40 50 60 70 80
23 24 25 26 27 28 29 30 31 32 33
Inte
nsid
ade (
ua
)
2(graus)
4 horas
CIF Bi3Ni
10 20 30 40 50 60 70 80
Experimental
Calculado
Residual
Inte
nsid
ade (
u a)
2 (graus)
4 horas
25 30 35 40 45
47
Em todas as etapas do processo de moagem foram obtidos refinamentos com iacutendices de
qualidade muito semelhantes Natildeo houve alteraccedilatildeo nos acircngulos da ceacutelula unitaacuteria do composto
de Bi3Ni que permanecerem com α= β= λ = 90o Os valores obtidos para os iacutendices de avaliaccedilatildeo
da qualidade e os paracircmetros de rede encontram-se na tabela 4
Tabela 4 Valores de Rwp e 1205362 obtidos nos refinamentos realizados durante o processo de moagem
mecacircnica para o Bi3Ni
Com os resultados obtidos nos refinamentos determinou-se as contribuiccedilotildees em
porcentagem de cada fase em funccedilatildeo do tempo de moagem Verifica-se que apoacutes a primeira
hora de moagem natildeo se identifica no difratograma a presenccedila de Ni entretanto a fase de Bi3Ni
continua nucleando indicando que ainda existe niacutequel disponiacutevel para a formaccedilatildeo desta fase
Pode-se conceber algumas hipoacuteteses para este fato A primeira refere-se agrave sensibilidade do
equipamento de DRX que natildeo identifica precisamente elementos com fraccedilatildeo de fase menor
que 10 Outa hipoacutetese provaacutevel pode ser atribuiacutea a uma adesatildeo do niacutequel nas paredes do jarro
de moagem ou nas esferas de accedilo tendo em vista sua ductilidade
Na Figura 28 foi plotado a fraccedilatildeo de cada uma das fases presentes no processo de
moagem em funccedilatildeo do tempo Fica evidente que apoacutes a primeira hora a fraccedilatildeo de fase do niacutequel
eacute zero mas continua ocorrendo a nucleaccedilatildeo do Bi3Ni que estabiliza em 13 horas
TEMPO DE MOAGEM RWP 1205362 PARAcircMETROS DE REDE DO BI3NI
a (Å) b (Å) c (Å) Volume (Å3)
4 HORAS 77 139 8890(9) 4102(1) 11502(1) 41949(6)
7 HORAS 70 137 8891(3) 4106(1) 11500(1) 41986(9)
10 HORAS 71 131 8888(1) 4104(8) 11495(1) 41939(5)
13 HORAS 65 124 8893(5) 4104(3) 11507(1) 42003(2)
16 HORAS 64 124 8888(7) 4102(9) 11499(9) 41940(1)
19 HORAS 63 123 8894(1) 4105(1) 11506(5) 42012(3)
48
Figura 28 Fraccedilatildeo das fases de Ni Bi e Bi3Ni em funccedilatildeo do tempo de moagem
Utilizando-se a equaccedilatildeo 7 com os dados obtidos no refinamento pelo MR calculou-se
o tamanho meacutedio dos cristalitos de Bi3Ni em funccedilatildeo do tempo de moagem Na Figura 29
apresenta-se em forma de um graacutefico os valores obtidos Observamos que entre a quarta e a
seacutetima hora haacute um aumento aproximado de 14 no tamanho meacutedio do cristalito pode-se
atribuir esse aumento a uma possiacutevel deformaccedilatildeo plaacutestica da amostra acarretando num
acreacutescimo da aacuterea de superfiacutecie o que aumentaria progressivamente a probabilidade de
soldagem a frio dessas partiacuteculas gerando assim um aumento do tamanho meacutedio do cristalito
Entre a seacutetima e a deacutecima hora de moagem ocorre uma reduccedilatildeo de 26 no tamanho do
cristalito maior valor percentual obtido entre intervalos de moagem Entre a deacutecima sexta e a
deacutecima nona hora haacute uma estabilizaccedilatildeo no processo de reduccedilatildeo do tamanho de cristalito
Obtivemos no final do processo uma reduccedilatildeo total de aproximadamente 59 o que representa
um tamanho meacutedio de cristalito na ordem de 2653 nm
Plota-se na Figura 29 um graacutefico com tamanho meacutedio de cristalito do composto Bi3Ni
em funccedilatildeo do tempo de moagem
0 5 10 15 20
0
20
40
60
80
100
Fra
ccedilao d
e fases (
)
Tempo de moagem ( horas)
Bi
Bi3Ni
Ni
49
Figura 29 Tamanho meacutedio de cristalito de Bi3Ni em funccedilatildeo do tempo de moagem
Natildeo houve formaccedilatildeo de novas fases ou aparentemente quaisquer outras alteraccedilotildees
significativas apoacutes a deacutecima terceira hora de moagem Os uacutenicos efeitos com a continuaccedilatildeo da
moagem foram a melhora da cristalizaccedilatildeo da fase de interesse e o aumento de intensidade do
perfil referente a fase amorfa Poreacutem o processo de moagem totalizou 19 horas a finalidade
deste intervalo apoacutes a estabilizaccedilatildeo de formaccedilatildeo da fase pretendida foi verificar a possibilidade
de oxidaccedilatildeo da amostra que ficou exposta ao ambiente durante a execuccedilatildeo do DRX
Observa-se nos difratogramas da Figura 24 a formaccedilatildeo de uma acentuada elevaccedilatildeo na
linha de base entre a faixa de 2θ que vai de aproximadamente 26deg a 36deg A forma ou perfil
dessa elevaccedilatildeo eacute um forte indicio do aparecimento de uma fase amorfa Para alcanccedilar bom
acordo nos refinamentos Rietveld foram necessaacuterios 20 termos na funccedilatildeo polinomial de
Chebyshev para descrever estas linhas de base (background)
Analisando-se portanto os difratogramas referentes agraves etapas de 10 13 16 e 19 horas
eacute possiacutevel identificar o crescimento dessa fase amorfa conforme mostramos na Figura 30
4 6 8 10 12 14 16 18 20
25
30
35
40
45
50
55
Ta
ma
nh
o m
eacuted
io d
e c
rista
lito
(n
m)
Tempo de moagem (horas)
50
Estas curvas satildeo particularmente interessantes uma vez que podemos avaliar as
distacircncias R entre os primeiros vizinhos da fase desordenada aplicando a equaccedilatildeo de Ehrenfest
que pode ser expressa como [56]
2Rsen(θ) = 123λ (14)
O maacuteximo destas curvas correspondem a 2θ ~29o o que nos leva a distacircncias aproximada
de 38 Aring Esta distacircncia natildeo fere nenhum viacutenculo de distancias entre os atamos para
Ni-Ni~248 Aring Ni-Bi~ 278 Aring Bi-Bi~308 Aring Bi-O~214 Aring
Figura 30 Comparaccedilatildeo das funccedilotildees de background para a amostra moiacuteda por 10 13 16 e 19 horas
Com objetivo de avaliar com mais detalhes a estrutura nanocristalina e amorfa
realizamos medidas de difraccedilatildeo com configuraccedilotildees que produzissem uma maior qualidade nos
dados obtidos utilizamos uma cacircmara com baixo vaacutecuo e aumentamos o tempo de aquisiccedilatildeo
dos dados
A Figura 31 mostra o padratildeo obtido para a amostra final moiacuteda por 19 horas
Destacamos a evidente fase amorfa que se forma
10 20 30 40 50 60 70 80
19 horas
16 horas
13 horas
10 horas
Inte
nsid
ade (
u a)
2 (graus)
51
Figura 31 Formaccedilatildeo da fase amorfa na amostra de Bi3Ni apoacutes 19 horas de moagem
Comparando o padratildeo de DRX obtido para amostra moiacuteda por 19 horas com o
difratograma padratildeo de Bi3Ni (cartatildeo nuacutemero 391336 do ICSD) pode-se constatar a
equivalecircncia dos picos conforme apresentada Figura 32
Com os difratogramas de maior resoluccedilatildeo verificamos a presenccedila embora em uma
pequena fraccedilatildeo de Bi (ICSD no 64703) Assim como uma ligeira sugestatildeo da existecircncia de
Bi2O3 (ICSD no 41764) vislumbra-se essa fase em virtude da possiacutevel oxidaccedilatildeo da amostra
devido as sucessivas aberturas do jarro de moagem para realizaccedilatildeo do DRX entretanto
diferentemente do que se percebe para o bismuto natildeo haacute nenhum pico referente ao oxido de
bismuto
Na posiccedilatildeo de 2θ~27o existe um pico caracteriacutestico do Bi2O3 entretanto mesmo com a
melhor resoluccedilatildeo do DRX natildeo eacute possiacutevel distinguir claramente a fase do oxido de bismuto
assim durante o processo de refinamento pelo MR natildeo foi adicionada a fase relativa ao oxido
O refinamento pelo meacutetodo de Rietveld referente a amostra moiacuteda por 19h encontra-se
na Figura 33 percebe-se a boa concordacircncia obtida para a fase de interesse Bi3Ni e a fase
20 30 40 50 60 70 80
Bi
Inte
nsid
ade (
u a)
2 (graus)
Bi
20 25 30 35 40 45
52
amorfa O asterisco indicando o pico principal do Bi salienta que essa fase por contribuir
modestamente em um difratograma tatildeo complexo natildeo eacute bem ajustada
Figura 32 Difratograma da amostra moiacuteda 19h em conjunto com os CIFs de o Bi3Ni Bi e Bi2O3
Figura 33 Difratograma da amostra moiacuteda 19h e refinada por meacutetodo de Rietveld partindo dos CIFs
do Bi3Ni Bi
20 30 40 50 60 70 80
19 horas
Bi3Ni
Bi
Bi2O
3
In
tensid
ade (
u a)
2 (graus)
25 30 35 40
20 30 40 50 60 70 80
Experimental (19h)
Calculado
Residual
Inte
nsid
ade (
u a)
2 (graus)
20 25 30 35 40 45 50
53
Os trabalhos cientiacuteficos que versam sobre a produccedilatildeo e a caracterizaccedilatildeo do composto
Bi3Ni descrevem que a siacutentese pode ser realizada por vaacuterios mecanismos normalmente as
metodologias mais usadas para obtenccedilatildeo envolvem os processos em meio quiacutemico a
eletrodeposiccedilatildeo e a solidificaccedilatildeo raacutepida Em alguns casos utilizou-se longos processos teacutermicos
que envolvem a permanecircncia da amostra num forno de resistecircncia a 1100 degC durante 3 dias
[13] ou processos de sinterizaccedilatildeo com recozimento a vaacutecuo a temperatura de 1000 degC por 24
horas [15] Relata-se tambeacutem que conforme ocorreu neste trabalho algumas amostras
apresentam pequenos traccedilos de Bi em sua composiccedilatildeo final [13]
Dessa forma o primeiro desafio desse trabalho foi produzir uma fase uacutenica de Bi3Ni por
meio da moagem mecacircnica entretanto verificou-se no resultado obtido no DRX e no
refinamento pelo MR que a fase de Bi3Ni embora apresente uma fraccedilatildeo de 999 ainda possui
leves traccedilos do pico mais intenso de bismuto (indicado por um asterisco na Figura 33) Uma
proposta futura seria portanto acrescentar uma pequena quantidade de Ni para interagir com
esse Bi remanescente
42 Medidas de DRX in situ
Com o objetivo de estudar a estabilidade teacutermica e acompanhar a evoluccedilatildeo estrutural da
amostra em funccedilatildeo da temperatura foram realizadas medidas de DRX in situ conforme
descrito nos procedimentos experimentais A Figura 34 apresenta os quatro difratogramas
obtidos
A temperatura de 25 oC observa-se uma fase uacutenica do composto Bi3Ni (com jaacute
mencionado anteriormente a amostra possui uma leve indicaccedilatildeo da presenccedila de bismuto) que
possui estrutura ortorrocircmbica e grupo espacial Pnma eacute a mesma apresentada na Figura 32
A medida que aumentamos a temperatura conforme descrito na seccedilatildeo 3 Figura 21
inicia-se uma transformaccedilatildeo do composto inicial para o crescimento da fase tetragonal de Bi2O3
(ICSD no 41764) e da fase precursora de Bi Essa alteraccedilatildeo na composiccedilatildeo da amostra ocorre
em virtude da degradaccedilatildeo da fase Bi3Ni que conforme eleva-se a temperatura tem sua fraccedilatildeo
diminuiacuteda conforme verifica-se na Figura 36 Embora as medidas in situ terem sido feitas em
baixo vaacutecuo natildeo foi impedido o crescimento do Bi2O3
54
Na Figura 34 encontram-se plotados os DRX referentes as medidas realizadas em 25o
250o 300o e 350 oC as curvas foram deslocadas verticalmente para melhor comparaccedilatildeo
Figura 34 Padratildeo observado nos DRX da amostra submetida a aquecimento
A temperatura de 250 oC temos a ocorrecircncia de trecircs fases Bi3Ni Bi2O3 e Bi
O refinamento estrutural pelo meacutetodo de Rietveld estaacute mostrado na Figura 35 Mesmo tratando-
se de uma amostra com um elevado nuacutemeros de pico aleacutem da presenccedila de uma fase amorfa o
acordo entre o experimental e o calculado eacute notaacutevel Os valores dos iacutendices de avaliaccedilatildeo da
qualidade do refinamento referentes as quatro medidas realizadas encontram-se na tabela 5
20 30 40 50 60 70 80
350 0C
300 0C
250 0C
Inte
nsid
ade (
ua
)
2 (graus)
25 0C
55
Figura 35 Padratildeo obtidos no refinamento pelo MR para amostra aquecida a 250 0C
Tabela 5 Valores de Chi2 e de Rwp obtidos nos refinamentos realizados durante o processo de
aquecimento
A temperatura de 300 oC comeccedila a formaccedilatildeo da uma nova fase cubica de grupo espacial
I23 o Bi12NiO19 em detrimento da diminuiccedilatildeo da fase de Bi3Ni Aleacutem do aumento da fraccedilatildeo
da fase de Bi2O3
Temperatura de realizaccedilatildeo da medida Rwp 1205362
25 0C 69 23
250 0C 83 18
300 0C 98 26
350 0C 99 25
10 20 30 40 50 60 70 80
Inte
nsid
ade (
ua
)
2 (graus)
Experimental
Calculado
Residual
250 0C
25 30 35 40
56
O uacuteltimo DRX foi realizado a 350 oC a principal alteraccedilatildeo dessa medida refere-se ao
fato da inexistecircncia de picos referentes agrave fase Bi3Ni A fase majoritaacuteria torna-se agora a fase
referente ao Bi e a fase Bi12NiO19 (indexado na base de dados PDF2 mas natildeo na base de dados
ICSD) permanece estaacutevel isto eacute sem alteraccedilotildees significativas em sua fraccedilatildeo O fato de estarem
presentes picos referentes ao Bi mesmo apoacutes termos ultrapassado a temperatura de fusatildeo pode
ser explicado levando-se em consideraccedilatildeo a baixa condutividade teacutermica do bismuto aliado ao
excesso de defeitos produzidos na moagem assim natildeo obteve-se a fusatildeo do elemento
Utilizamos os dados obtidos nos refinamentos para plotar o graacutefico exposto na Figura
36 onde eacute possiacutevel observar a fraccedilatildeo de cada fase em funccedilatildeo da temperatura de execuccedilatildeo do
DRX Percebe-se a raacutepida decomposiccedilatildeo da fase de Bi3Ni que entre 250 oC e 350 oC apresenta
uma reduccedilatildeo percentual de aproximadamente 88 concomitantemente ao crescimento
percentual da fase de Bi
Figura 36 Fraccedilotildees de fase em funccedilatildeo da temperatura de realizaccedilatildeo do DRX in situ
O DRX realizado na amostra a 350 oC eacute mostrado na Figura 37 em conjunto aos CIFs
das fases constituintes Para a fase Bi12NiO19 natildeo foi encontrado o CIF no banco de dados do
Inorganic Crystal Structure Database (ICSD) Para refinar utilizando o meacutetodo de Rietveld
partimos do protoacutetipo estrutural de Bi26-x Mx O40-y (M = Mg Al Co Ni) O CIF desta fase
25 75 125 175 225 275 325 375
0
20
40
60
80
100
Fra
ccedilao d
e F
ases (
)
Temperatura (0C)
Bi3Ni
Bi2O
3
Bi
Bi12
NiO19
57
resultante estaacute mostrado em vermelho na Figura 37 e uma representaccedilatildeo da ceacutelula unitaacuteria na
Figura 38 os aacutetomos de oxigecircnio estatildeo representados na cor vermelha e o niacutequel em verde
Figura 37 Padratildeo observado no DRX da amostra em 350 oC em comparaccedilatildeo com o CIF das fases
constituintes
Figura 38 Projeccedilatildeo do eixo a e em perspectiva do Bi12NiO19
10 20 30 40 50 60 70 80
Inte
nsid
ade (
ua
)
2(graus)
350 graus
Bi2O
3
Bi
Bi12
NiO19
20 25 30 35 40 45 50 55
58
O refinamento estrutural utilizando estas fases estaacute mostrado na Figura 39 e os valores
referentes aos paracircmetros de rede obtidos para o refinamento da fase Bi12NiO19 constam na
tabela 6
Figura 39 Padratildeo obtidos no refinamento pelo MR para amostra aquecida a 350 0C
Tabela 6 Paracircmetros da ceacutelula unitaacuteria da estrutura Bi12NiO19
A Figura 40 conteacutem as fotografias retiradas do forno do difratocircmetro antes e apoacutes a
realizaccedilatildeo da medida Eacute possiacutevel verificar que a amostra devido a dilataccedilatildeo volumeacutetrica e a
fusatildeo do bismuto transborda o porta amostra
Paracircmetros de Rede a = b=c=10258(8) Aring
Acircngulos α = β = γ = 900
Volume da ceacutelula 107966(2) Aring3
Grupo de simetria Cuacutebico
Grupo espacial I23
10 20 30 40 50 60 70 80
Inte
nsid
ade (
ua
)
2 (graus)
Calculado
Experimental
Residual
350 0C
20 25 30 35 40 45
59
Figura 40 Fotografia do forno do DRX antes a apoacutes a realizaccedilatildeo das medidas
43 Calorimetria Diferencial de Varredura (DSC)
Com a finalidade de estudar e melhor entender a evoluccedilatildeo estrutural da amostra
observada nas medidas in situ realizou-se medidas DSC conforme descrito nos procedimentos
experimentais a temperatura final foi de 550 oC
Na Figura 41 mostramos as medidas DSC feitas em diferentes taxas de aquecimento
realizadas na amostra moiacuteda por 19 horas Em todas as 4 medidas vemos comportamentos
exoteacutermicos e endoteacutermicos Os picos endoteacutermicos ocorreram a uma temperatura aproximada
de 270 0C temperatura essa equivalente ao ponto de fusatildeo do bismuto e foram atribuiacutedos a
fusatildeo do Bi ocorrida em duas etapas
Comparando-se os resultados obtidos nas medidas in situ onde observamos a nucleaccedilatildeo
de uma nova fase a partir da temperatura de 250 oC com os resultados obtidos no DSC podemos
concluir que o pico exoteacutermico presente no termograma corresponde agrave nucleaccedilatildeo da fase de
Bi2O3
Com a finalidade de calcular a energia de ativaccedilatildeo (Ea) necessaacuteria para promover essa
nucleaccedilatildeo aplicamos a metodologia proposta por Kissinger [2] Conforme indicado na Figura
41 as 4 medidas foram feitas com taxas de aquecimento de 25 5 10 e 20 oCmin
60
A Figura 42 mostra em detalhes a Figura 41 onde vemos os valores das temperaturas
de pico de cristalizaccedilatildeo (Tc) e as referidas taxas de aquecimento (120591) Como era esperado a
medida que a taxa de aquecimento aumenta a temperatura de pico tambem aumenta
Figura 41 Termograma DSC plotados em conjunto para os diferentes fluxos de calor
Figura 42 Espectros DSC com as temperaturas de pico e suas respectivas taxas de aquecimento
100 150 200 250 300 350 400 450 500 550
250Cmin
50Cmin
100Cmin
fluxo d
e c
alo
r (u
a)
Temperatura (0C)
200Cmin
exo
230 235 240 245 250 255 260 265 270 275 280 285
250Cmin
50Cmin
100Cmin
fluxo d
e c
alo
r (u
a )
Temperatura (0C)
242 0C
252 0C
266 0C
278 0C
200Cmin
exo
61
Com os dados fornecidos na Figura 42 pode-se calcular a energia de ativaccedilatildeo referente
a nucleaccedilatildeo da fase de Bi2O3 Plotando-se um graacutefico linear de ln(120591
1198791198882) versus
1
119879119888 onde o
coeficiente angular eacute (minus119864119886
119877) obteacutem-se a energia de ativaccedilatildeo A Figura 43 apresenta a
linearizaccedilatildeo da equaccedilatildeo 16 de onde se obteacutem a energia de ativaccedilatildeo do processo de nucleaccedilatildeo
do Bi2O3
Figura 43 Graacutefico linear do ln(120591
1198791198882) versus
1
119879119888
Logo considerando as relaccedilotildees anteriormente definidas eacute possiacutevel calcular a energia de
ativaccedilatildeo uma vez que m = (minus119864119886
119877) e R = 831 jmol K Desse modo a energia de ativaccedilatildeo
necessaacuteria para promover a nucleaccedilatildeo da fase Bi2O3 eacute de 12465 kJmol
A metodologia proposta permitiria tambeacutem calcular a energia de ativaccedilatildeo necessaacuteria
para cristalizar a fase amorfa as medidas de DSC foram planejadas ateacute a temperatura de
550 oC devido a limitaccedilotildees do equipamento poreacutem como fica evidente na Figura 41 natildeo se
observa nenhum pico exoteacutermico apoacutes os 350 oC que se possa estar associado a cristalizaccedilatildeo da
fase amorfa O pico exoteacutermico existente como jaacute mencionado ocorreu a uma temperatura que
variou de 242 0C agrave 278 0C e refere-se agrave nucleaccedilatildeo de fase
182 184 186 188 190 192 194
-115
-110
-105
-100
-95
ln (
T2 c)
1Tc (10
-3 k
-1)
62
44 Tratamento teacutermico
Apoacutes a realizaccedilatildeo das medidas de DRX in situ e das medidas de DSC a fase amorfa
ainda se encontrava presente assim foi realizado um tratamento teacutermico com a finalidade de
promover a cristalizaccedilatildeo da fase amorfa presente
O tratamento teacutermico foi realizado a uma taxa constante de 10 0Cmim ateacute a temperatura
de 800 0C com a atmosfera protegida por gaacutes argocircnio Na Figura 44 apresenta-se o difratograma
da amostra realizado apoacutes o do tratamento teacutermico vemos no detalhe que a acentuada elevaccedilatildeo
na linha de base entre a faixa de 2θ que vai de aproximadamente 26deg agrave 36deg e que corresponde
a fase amorfa desapareceu completamente
Figura 44 Difratograma da amostra apoacutes tratamento teacutermico
Para a amostra tratada termicamente foram identificadas trecircs fases similar ao observado
nas medias in situ a 350 oC foram identificadas a fase cuacutebica Bi12NiO19 a fase tetragonal de
Bi2O3 (ICSD no 41764) e a fase romboeacutedrica de Bismuto (ICSD no 64703) Na Figura 45
apresentamos o padratildeo observado plotado juntamente com o CIF das 3 fases identificadas
10 20 30 40 50 60 70 80
Inte
nsid
ad
e (
ua
)
2 (graus)
Pos Tratamento Teacutermico
20 25 30 35 40 45 50 55 60
63
Figura 45 Difratograma da amostra apoacutes tratamento teacutermico em conjunto com os CIFs de Bi Bi2O3 e
Bi12NiO19
Pode-se verificar no padratildeo do difratograma da Figura 45 que pelo formato da linha de
base obtida ocorreu a cristalizaccedilatildeo da fase amorfa e as fases identificadas correspondem aos
picos presentes no DRX da amostra
O refinamento realizado pelo MR confirmou a identificaccedilatildeo das fases contidas na
amostra no sentido da exata correspondecircncia entre os picos obtidos nos padrotildees calculados e
observados As fraccedilotildees das fases da amostra que sofreu tratamento teacutermico em comparaccedilatildeo com
as fraccedilotildees obtidas no DRX in situ estatildeo apresentados na tabela 7
Tabela 7 Fraccedilotildees das fases apoacutes tratamento teacutermico e DRX in situ a 350 oC
Fraccedilatildeo das fases Tratamento Teacutermico DRX in situ a 350 oC
Bi12NiO19 90 137
Bi2O3 89 20
Bi 11 663
10 20 30 40 50 60 70 80
Inte
nsid
ade (
ua
)
2 (graus)
Observado
Bi
Bi2O
3
Bi12
NiO19
25 30 35 40 45 50 55
64
O aumento da temperatura propicia a nucleaccedilatildeo das fases de Bi2O3 e Bi12NiO19 em
detrimento da diminuiccedilatildeo da fase Bi3Ni
O refinamento pelo meacutetodo de Rietveld para amostra que sofreu tratamento teacutermico
apresentou uma boa concordacircncia para os perfis calculado e experimental Nesse refinamento
foi utilizado o CIF modificado de Bi12NiO19 Na Figura 46 temos o padratildeo experimental e o
calculado obtidos no refinamento pelo MR
Figura 46 Padratildeo observado e experimental refinado pelo MR para amostra tratada termicamente
Compara-se na Figura 47 os difratogramas obtidos para amostra tratada termicamente e
para o DRX in situ a temperatura de 350 oC eacute possiacutevel identificar a correspondecircncia entre os
picos entretanto eacute notaacutevel a diferenccedila na linha de base do difratograma referente ao DRX in
situ contra o DRX da amostra submetida a tratamento teacutermico Pode-se concluir que para
ocorrer a cristalizaccedilatildeo da fase amorfa eacute necessaacuterio que a temperatura do tratamento teacutermico seja
superior a 550 0C
10 20 30 40 50 60 70 80
Inte
nsid
ade (
ua
)
2 (graus)
Calculado
Experimental
Residual
Pos Tratamento Teacutermico
65
Outro fenocircmeno perceptiacutevel eacute o deslocamento em 2θ da posiccedilatildeo dos picos O
difratograma da amostra que foi ao forno do DRX tem a posiccedilatildeo dos seus picos deslocados para
direita em comparaccedilatildeo ao observado no CIF do Bi12NiO19 e no DRX da amostra que passou
por tratamento teacutermico Podemos associar esse deslocamento a contraccedilatildeo do volume da ceacutelula
unitaacuteria Considerando o valor padratildeo do volume do composto Bi12NiO19 constante na tabela
5 ocorreu uma reduccedilatildeo de volume de aproximadamente 155 para amostra tratada
termicamente e uma variaccedilatildeo positiva de 005 para amostra do DRX in situ Na Figura 47
plotamos juntos os difratogramas da amostra tratada termicamente da amostra que realizou a
medida in situ a 350 0C e o CIF do Bi12NiO19
Figura 47 Difratogramas das amostras apoacutes tratamento teacutermico e DRX in situ em conjunto com o
CIF do Bi12NiO19
O tratamento teacutermico realizado produziu o resultado esperado cristalizando a fase
amorfa As fases presentes na amostra apoacutes a realizaccedilatildeo do tratamento estatildeo em conformidade
agraves encontradas nas medidas de DRX in situ
20 30 40 50 60 70 80
Bi
Inte
nsid
ade (
u a)
2 (graus)
Bi
20 25 30 35 40 45
66
5 CONCLUSAtildeO
A sintetizaccedilatildeo do composto nanoestruturado de Bi3Ni foi realizado de modo eficiente
apoacutes 13 horas de moagem mecacircnica
As medidas de difraccedilatildeo de Raio X possibilitaram acompanhar a evoluccedilatildeo estrutural e a
nucleaccedilatildeo da fase de Bi3Ni O refinamento realizado pelo Meacutetodo de Rietveld proporcionou a
quantificaccedilatildeo dos paracircmetros cristalograacuteficos tais como paracircmetros de rede volume da ceacutelula
unitaacuteria fraccedilatildeo das fases presentes e tamanho de cristalito Os fatores de qualidade e
convergecircncia alcanccedilaram valores satisfatoacuterios correspondendo a exata simulaccedilatildeo do padratildeo
observado
A anaacutelise teacutermica realizada por meio das medidas de DRX in situ permitiu o estudo da
estabilidade teacutermica e o acompanhamento da evoluccedilatildeo estrutural da amostra em funccedilatildeo da
temperatura Foi possiacutevel identificar duas novas fases presentes o Bi2O3 e Bi12NiO19 nucleadas
agraves custas da fase de Bi3Ni Na temperatura de 350 oC a amostra eacute composta das fases Bi12NiO19
Bi2O3 e Bi
As medidas de DSC realizadas ateacute a temperatura de 550 oC e com quatro diferentes
taxas de aquecimento foram utilizadas para se calcular com o uso da equaccedilatildeo de Kissinger a
energia de ativaccedilatildeo (Ea) necessaacuteria para promover a nucleaccedilatildeo do composto Bi12NiO19 que eacute de
12465 kJmol
O tratamento teacutermico no forno ateacute 800 oC promoveu o relaxamento dos defeitos e
tensotildees causadas durante a moagem mecacircnica e a cristalizaccedilatildeo da fase amorfa natildeo sendo mais
possiacutevel identificar no DRX realizado o perfil referente a essa fase Identificou-se novamente a
fase Bi12NiO19 aleacutem da ocorrecircncia das fases de Bi2O3 e Bi jaacute identificadas nas medidas de
DRX in situ confirmando a consistecircncia dos resultados obtidos por dois ensaios diferentes
Pocircde-se verificar o mesmo fenocircmeno em todos os ensaios que envolveram o
aquecimento da amostra Ao aquecer-se o Bi3Ni ocorre um processo de oxidaccedilatildeo que resulta
na formaccedilatildeo da fase de Bi2O3 e a fase de Bi12NiO19 todas associadas ao consumo de Bi da fase
Bi3Ni
Para realizaccedilatildeo de estudos futuros com o intuito de se obter a fase uacutenica de Bi3Ni
pode-se alterar ligeiramente as massas dos produtos com a adiccedilatildeo de um pouco de niacutequel
67
Pode-se melhorar o controle das condiccedilotildees de realizaccedilatildeo dos tratamentos teacutermicos com o
intuito de se evitar a oxidaccedilatildeo A realizaccedilatildeo de medidas de DSC ateacute a temperatura de 800 0C
poderaacute revelar picos exoteacutermicos e propiciar condiccedilotildees para se calcular a energia necessaacuteria
para promover a cristalizaccedilatildeo da fase amorfa
68
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9
1 INTRODUCcedilAtildeO
Os materiais nanoestruturados satildeo definidos como materiais policristalinos de fase
simples ou multifaacutesicos com tamanho de gratildeo na ordem de nanocircmetros tipicamente menores
que 100 nm [1]
O estudo e a pesquisa dos materiais nanoestruturados vem nos uacuteltimos anos
despertando interesse na comunidade cientiacutefica Por causa dessas pequenas dimensotildees esses
materiais satildeo estruturalmente caracterizados por uma grande fraccedilatildeo volumeacutetrica de contornos
de gratildeo ou interfaces os quais podem alterar significativamente uma variedade de
propriedades fiacutesicas e quiacutemicas quando comparadas aos materiais cristalinos convencionais
(normalmente denominados bulk) [2]
Pode-se exemplificar essas mudanccedilas nas propriedades fiacutesicas utilizando-se como
exemplo o comportamento do ouro (Au) que apresenta uma reduccedilatildeo em seu ponto de fusatildeo
quando se encontra na forma nanoestruturada Enquanto que na forma de bulk o ouro possui
ponto de fusatildeo de aproximadamente 1064 degC na forma nanomeacutetrica (com cristais menores
que 5 nm) seu ponto de fusatildeo eacute da ordem de 300 degC [3]
Os materiais nanoestruturados podem ser sintetizados de diversas formas como por
exemplo eletrodeposiccedilatildeo [4] spray pyrolysis [5] sol-gel [6] deposiccedilatildeo de vapor fiacutesico [7]
solidificaccedilatildeo raacutepida [8] siacutentese mecacircnica [9] dentre outros As metodologias e teacutecnicas de
siacutentese podem alterar consideravelmente as propriedades dos compostos resultantes isso se
deve ao fato desses materiais nanoestruturados serem metaestaacuteveis e suas propriedades
dependerem do modo de preparaccedilatildeo da variaccedilatildeo do tempo temperatura pressatildeo Em geral
nos materiais nanoestruturados a componente interfacial ou contornos de gratildeo podem
corresponder a ateacute 50 do volume do material [10]
Neste trabalho utilizou-se a teacutecnica de siacutentese mecacircnica (SM) para produccedilatildeo de um
composto contendo bismuto e niacutequel a qual possibilita a produccedilatildeo de nanoestruturados em
temperaturas proacutexima a ambiente obtenccedilatildeo de ligas com elementos de alto ponto de fusatildeo
aleacutem de promover a deformaccedilatildeo plaacutestica das ceacutelulas unitaacuterias
O bismuto eacute um elemento quiacutemico de siacutembolo Bi com nuacutemero atocircmico (Z) igual a 83
e massa atocircmica igual a 2089 gmol Na temperatura ambiente o bismuto encontra-se no estado
soacutelido possuindo temperatura de fusatildeo de aproximadamente 271degC Eacute um elemento pesado
10
fraacutegil trivalente cristalino de coloraccedilatildeo rosaacutecea que se assemelha quimicamente ao arsecircnio e
ao antimocircnio
Eacute o mais diamagneacutetico de todos os metais e com a condutividade teacutermica mais baixa
entre todos os elementos exceto do mercuacuterio De todos os metais eacute o que menos conduz
corrente eleacutetrica O bismuto possui ceacutelula unitaacuteria romboeacutedrica e grupo espacial R-3m
A Figura 1 ilustra a ceacutelula unitaacuteria do Bi projetada nos eixos a b c e em uma perspectiva que
possibilita uma visualizaccedilatildeo tridimensional do elemento [11]
Figura 1 Projeccedilatildeo dos eixos a b c e em perspectiva respectivamente do Bi (ICSD 64703)
O niacutequel eacute um elemento quiacutemico de siacutembolo Ni nuacutemero atocircmico 28 e de massa
atocircmica 587 gmol Na temperatura ambiente encontra-se no estado soacutelido possuindo
temperatura de fusatildeo de aproximadamente 1455degC Eacute um metal de transiccedilatildeo de coloraccedilatildeo
branco-prateada condutor de eletricidade e calor duacutectil e maleaacutevel sendo bastante resistente
a corrosatildeo A amostra utilizada neste trabalho possui ceacutelula unitaacuteria cuacutebica e grupo espacial
Fm-3m A Figura 2 ilustra a ceacutelula unitaacuteria do Ni projetada no eixo a e em uma perspectiva que
possibilita uma visualizaccedilatildeo tridimensional do elemento [11]
Figura 2 Projeccedilatildeo do eixo a e em perspectiva respectivamente do Ni (ICSD 41508)
11
Este trabalho teve como objetivos sintetizar por moagem mecacircnica o composto de
Bi3Ni nanoestruturado realizar o estudo de suas propriedades estruturais antes e apoacutes os
tratamentos teacutermicos As principais teacutecnicas experimentais usadas nesta dissertaccedilatildeo foram a
difraccedilatildeo de raios X (DRX) para acompanhamento da evoluccedilatildeo estrutural da amostra em funccedilatildeo
do tempo de moagem o refinamento dos paracircmetros estruturais pelo meacutetodo de Rietveld
medidas DSC e de DRX in situ para estudar a estabilidade teacutermica bem como o comportamento
estrutural da amostra em funccedilatildeo da temperatura e um tratamento teacutermico para cristalizar a fase
amorfa presente
12
2 FUNDAMENTACcedilAtildeO TEOacuteRICA
21 O composto Bi3Ni
O composto intermetaacutelico Bi3Ni possui estrutura ortorrocircmbica e grupo espacial Pnma
possuindo um arranjo octaeacutedrico onde os aacutetomos de bismuto formam a matriz e os aacutetomos de
niacutequel formam uma cadeia linear [12]
Na Figura 3 projeta-se a ceacutelula unitaacuteria do Bi3Ni nos eixos a b c respectivamente
Figura 3 Projeccedilatildeo dos eixos a b e c do composto Bi3Ni em verde estaacute representado os aacutetomos de
niacutequel cartatildeo ICSD nordm 391336
Na Figura 4 representa-se o arranjo octaeacutedrico da cadeia de Bi3Ni onde eacute possiacutevel
identificar a cadeia linear formada pelo niacutequel
Figura 4 Representaccedilatildeo em perspectiva do arranjo octaeacutedrico da cadeia de Bi3Ni (ICSD 391336)
13
Relata-se na literatura que os principais meacutetodos para a obtenccedilatildeo do composto Bi3Ni
satildeo eletrodeposiccedilatildeo por meio quiacutemico ou solidificaccedilatildeo raacutepida Trabalhos cientiacuteficos
descreveram que a produccedilatildeo da amostra de Bi3Ni ocorreu por fusatildeo dos compostos Bi e Ni num
forno de resistecircncia a 1100 degC durante 3 dias [13]
O composto intermetaacutelico Bi3Ni apresenta supercondutividade a temperatura criacutetica de
41 K e embora essa caracteriacutestica seja conhecida desde 1951 escassos trabalhos tinham sido
publicados ateacute o iniacutecio do seacuteculo XXI As pesquisas no campo da supercondutividade tecircm
produzido a cada dia compostos com maiores temperaturas criticas (Tc) tal fato tem ajudado
os pesquisadores a desvendar os misteacuterios envolvendo a supercondutividade a Tc maiores que
40K [1415]
Novos trabalhos envolvendo as propriedades supercondutoras do Bi3Ni voltaram a ser
objeto de estudo especialmente apoacutes a constataccedilatildeo que alguns materiais quando submetidos a
pressatildeo tem sua temperatura criacutetica aumentada ligas contendo Fe na base de oxypnictides
(classe de material que inclui o oxigecircnio ao 15deg grupo da tabela perioacutedica grupo do nitrogecircnio)
apresentaram Tc de 43 K tal elevaccedilatildeo foi tambeacutem constatada com a substituiccedilatildeo de alguns
elementos na composiccedilatildeo das ligas obtendo-se Tc de 55K (SmFeAsO1-xFx) [16]
Recentemente um composto que contem CeNi08Bi2 passou a ser estudado como
componente na formaccedilatildeo de compostos do grupo de oxypnictides Estudos com espectroscopia
de tunelamento revelaram que o Bi3Ni eacute um supercondutor fortemente ligado [17]
A supercondutividade e o ferromagnetismo dois estados fundamentais da mateacuteria
condensada observam-se como sendo altamente competitivos em quase todos os materiais
Interaccedilotildees predominantemente ferromagneacuteticas destroem a supercondutividade por criarem
uma transiccedilatildeo de fase reentrante como observado nos compostos ErRh4B4 HoMo6S8 Soacute
muitos poucos compostos que foram identificados ateacute agora mostram uma coexistecircncia destes
estados fundamentais concorrentes Dentro desse escasso grupo encontra-se o Bi3Ni
nanoestruturado no qual comprovou-se a coexistecircncia de supercondutividade e
ferromagnetismo [1819]
As propriedades termodinacircmicas do composto Bi-Ni continuam sendo alvo de estudos
Recentemente diversos trabalhos sobre esse tema foram publicados [2021] Esses trabalhos
descrevem a construccedilatildeo de diagramas de fases do Bismuto com os elementos metaacutelicos Fe Cr
e Ni de onde constata-se que a mostra com Fe e Cr tecircm leve solubilidade no Bi Para
14
temperaturas menores que 920 degC a solubilidade de Fe e Cr em Bi(Liacutequido) eacute menor que 10-3 em
at Por sua vez o niacutequel dissolve-se prontamente em Bi(L) O niacutequel eacute o uacutenico componente de
accedilo inoxidaacutevel que faz compostos intermetaacutelicos com Bi [12]
Pesquisas apontam para outras propriedades e aplicaccedilotildees de ligas ternaacuterias contendo os
elementos Bi e Ni A liga BiInNi contendo diversas proporccedilotildees estequiomeacutetricas foi estudada
sob a oacutetica de um possiacutevel potencial desse material como semicondutor [21]
Outra aplicaccedilatildeo recente utilizando o composto de bismuto e niacutequel vem despertando o
interesse tecnoloacutegico Sabe-se que esforccedilos crescentes tecircm sido realizados na busca por soldas
livres de chumbo adequadas devido agrave influecircncia prejudicial do chumbo ao ambiente e a sauacutede
humana As ligas agrave base de Sn com diferentes aditivos como Ag Bi Cu In Sb e Zn satildeo
potenciais candidatos como soldas livres de chumbo As ligas Sn-Bi com baixo ponto de fusatildeo
satildeo desenvolvidas para soldar os componentes sensiacuteveis agrave elevadas temperaturas [22]
Na Figura 5 apresenta-se o diagrama de fases do sistema Bi-Ni [23] Verifica-se que a
temperatura de fusatildeo do composto Bi3Ni em funccedilatildeo da maior quantidade de bismuto eacute menor
que a do composto BiNi
Figura 5 Diagrama de Fases Bi-Ni [23]
15
22 Estruturas Cristalinas
A estrutura dos materiais soacutelidos eacute resultado da natureza de suas ligaccedilotildees quiacutemicas a
qual define a distribuiccedilatildeo espacial de seus aacutetomos iacuteons ou moleacuteculas Parte dos materiais
comumente aplicados na engenharia exibe um arranjo geomeacutetrico de seus aacutetomos bem definido
constituindo assim uma estrutura cristalina Os materiais cristalinos independentemente do tipo
de ligaccedilatildeo que possuem satildeo aqueles que apresentam estrutura atocircmica tridimensional perioacutedica
de longo alcance
A partir da definiccedilatildeo de estrutura cristalina como sendo um conjunto de posiccedilotildees
atocircmicas iocircnicas ou moleculares repetitivas pode-se descrever o cristal partindo-se de uma
estrutura baacutesica que se repete ao longo de toda estrutura Essa estrutura denominada ceacutelula
unitaacuteria pode ser definida como a menor porccedilatildeo do cristal que ainda conserva as propriedades
originais dele Para definir a ceacutelula unitaacuteria adota-se valores especiacuteficos que satildeo associados agraves
unidades de medidas dos eixos de referecircncia e aos acircngulos entre esses eixos definidos como
paracircmetros de rede
Define-se entatildeo os sistemas cristalinos que incluem todas as possiacuteveis geometrias de
divisatildeo do espaccedilo por superfiacutecies planas continuas Soacute existem 7 tipos de sistemas cristalinos
que preenchem totalmente o espaccedilo Entretanto os sistemas cristalinos satildeo apenas entidades
geomeacutetricas Quando ldquocoloca-serdquo aacutetomos dentro desses sistemas formam-se redes
cristalinas[24]
Em 1848 o francecircs August Bravais demonstrou ser possiacutevel geometricamente a
construccedilatildeo de 14 tipos de ceacutelulas unitaacuterias isto eacute todas as redes cristalinas possiacuteveis podem
ser geradas por 14 tipos de ceacutelulas Essas redes satildeo chamadas redes de Bravais
Na Figura 6 pode-se identificar os 7 tipos de sistemas cristalinos (cuacutebico tetragonal
ortorrocircmbico romboeacutedrico monocliacutenico hexagonal e tricliacutenico) e as configuraccedilotildees possiacuteveis
para esses sistemas formando as 14 redes de Bravais [24]
16
Figura 6 As 14 redes de Bravais [24]
Os cristais podem ser classificados segundo os grupos pontuais de operaccedilotildees de simetria
que une suas faces Os grupos pontuais ou classes cristalinas representam a simetria ou
combinaccedilotildees de simetria que levam a um padratildeo de repeticcedilatildeo distinto Toda e qualquer
moleacutecula pode ser classificada em um dos 32 grupos pontuais possiacuteveis
Os 32 grupos pontuais possiacuteveis satildeo formados pelos 10 elementos baacutesicos de simetria e
mais 22 combinaccedilotildees entre estes Apenas 22 combinaccedilotildees satildeo possiacuteveis pois muitas levam a
repeticcedilotildees de simetria e outras satildeo incompatiacuteveis com a simetria cristalina ou seja os elementos
de simetria natildeo podem ser combinados arbitrariamente [24]
17
Uma vez que as operaccedilotildees de simetria de cada um dos 32 grupos pontuais
cristalograacuteficos satildeo aplicadas as 14 redes de Bravais tem-se 230 grupos espaciais que
descrevem de maneira uniacutevoca todo o arranjo de objetos idecircnticos dispostos num reticulo
perioacutedico infinito
23 Siacutentese Mecacircnica
Do ponto de vista termodinacircmico um cristal perfeito (um soacutelido livre de defeitos
estruturais fora do equiliacutebrio) eacute o soacutelido que apresenta a menor energia livre de Gibbs e suas
propriedades fiacutesicas satildeo bem determinadas Poreacutem na natureza eacute difiacutecil encontrar cristais livres
de defeitos Esses somente satildeo sintetizados em laboratoacuterios sob condiccedilotildees extremamente
controladas Eacute conhecido que as propriedades fiacutesicas de cristais possuindo defeitos apresentam
desvios em relaccedilatildeo agraves medidas para os cristais perfeitos Esses desvios satildeo tatildeo maiores quanto
maior for a concentraccedilatildeo de defeitos Uma variaccedilatildeo tambeacutem eacute verificada na energia livre de
Gibbs pois sabe-se que centros de defeitos armazenam energia em soacutelidos [2]
A siacutentese mecacircnica (SM) eacute uma teacutecnica de moagem de um mono poacute ou de uma mistura
de dois ou mais poacutes de um composto Eacute comum encontrar na literatura outro termo utilizado
para designar o tratamento de partiacuteculas em poacute no moinho de alta energia Normalmente
associa-se o termo siacutentese mecacircnica ou Mechanical Alloying (MA) ao processo no qual a
mistura de poacutes eacute moiacuteda em conjunto onde a transferecircncia de material que estaacute envolvida tem o
objetivo de se obter uma liga homogecircnea Por outro lado a moagem de poacutes tais como metais
puros onde a transferecircncia de material natildeo eacute necessaacuteria para a homogeneizaccedilatildeo denomina-se
simplesmente moagem mecacircnica ou Mechanical Milling (MM) [9]
De maneira praacutetica pode-se descrever o processo de siacutentese mecacircnica como a
colocaccedilatildeo da amostra no recipiente especiacutefico (normalmente chamado de jarro de moagem)
juntamente com esferas (preferencialmente do mesmo material que o recipiente) a realizaccedilatildeo
da selagem do recipiente para alguns materiais com o intuito de evitar a oxidaccedilatildeo ou ateacute
mesmo contaminaccedilatildeo realiza-se esse procedimento em um ambiente fechado (glove box) com
um gaacutes inerte e finalizando o processo tem-se a fixaccedilatildeo do recipiente no moinho e o iniacutecio do
processo de moagem [9]
18
Pode-se dividir fisicamente o processo de siacutentese mecacircnica de materiais em 4 estaacutegios
bem distintos [25]
I - Estaacutegio inicial as partiacuteculas satildeo deformadas plasticamente assumindo uma forma achatada
A ductilidade do material e energia fornecida no processo de moagem refletem diretamente na
intensidade dessa alteraccedilatildeo O acreacutescimo da aacuterea de superfiacutecie aumenta progressivamente a
probabilidade de soldagem a frio dessas partiacuteculas gerando um aumento do tamanho meacutedio da
partiacutecula
II ndash Segundo Estaacutegio as partiacuteculas satildeo soldadas a frio e requebradas favorecendo a formaccedilatildeo
de um poacute muito fino Eacute neste estaacutegio que ocorre tambeacutem a formaccedilatildeo de partiacuteculas compostas
denominadas de agregados Com o acuacutemulo de deformaccedilatildeo plaacutestica haacute um aumento do
encruamento e da resistecircncia mecacircnica das partiacuteculas Essa situaccedilatildeo aumenta a probabilidade
de fratura das partiacuteculas ou agregados
III ndash Terceiro Estaacutegio nesta fase um certo ldquoequiliacutebriordquo entre os processos de fratura e de
soldagem a frio eacute alcanccedilado Observa-se tambeacutem que as partiacuteculas alcanccedilam um tamanho fixo
Entretanto a energia livre de Gibbs continua a aumentar ateacute alcanccedilar uma saturaccedilatildeo
IV ndash Quarto Estagio eacute caracterizado pelo refinamento da microestrutura desses agregados
Na Figura 7 estatildeo ilustrados os quatro estaacutegios do processo de Siacutentese Mecacircnica
Figura 7 Representaccedilatildeo das fases presentes no processo de SM [25]
19
Eacute bem conhecido que a natureza procura estados fiacutesicos com a menor variaccedilatildeo da
energia livre de Gibbs Assim as substacircncias sob moagem mecacircnica podem ser transformadas
em novas substacircncias ou mudarem de fases cristalograacuteficas visando alcanccedilar esses estados de
menor energia Sabe-se que tais mudanccedilas envolvem determinados mecanismos fiacutesicos como
por exemplo difusatildeo atocircmica atraveacutes de contornos de gratildeos Os mecanismos fiacutesicos envolvidos
no processo SM ainda natildeo satildeo completamente entendidos [9]
Do ponto de vista estrutural cada poacute constituindo a mistura pode ser visto como sendo
formado por duas componentes uma cristalina que eacute sua estrutura cristalograacutefica original e
outra formada pelos centros de defeitos que eacute chamada de componente interfacial Em geral
nos materiais nanoestruturados a componente interfacial ou contornos de gratildeo podem
corresponder a ateacute 50 do volume do material [10]
A Figura 8 ilustra esquematicamente os cristalitos formado por ciacuterculos pretos e o
contorno de gratildeo por ciacuterculos brancos
Figura 8 Modelo de um material nanomeacutetrico Os ciacuterculos pretos e brancos representam
respectivamente a componente cristalina e a interfacial [10]
Embora a sistemaacutetica de preparaccedilatildeo e execuccedilatildeo da SM pareccedila ser simples o processo
possui diversas variaacuteveis que satildeo determinantes na qualidade e nas caracteriacutesticas do produto
final
A dimensatildeo das esferas utilizadas no processo interfere na eficiecircncia de moagem
Esferas grandes otimizam o processo desde que associadas a uma velocidade que permita a
20
transferecircncia da energia de impacto as partiacuteculas do poacute Aleacutem da dimensatildeo a massa das esferas
tambeacutem influencia no resultado final
A BPR (ball-to-powder weight ratio) ou razatildeo entre a massa das esferas e a massa do
poacute possui um efeito significante no tempo necessaacuterio para alcanccedilar uma fase particular na
amostra que estaacute sendo moiacuteda A BPR eacute inversamente proporcional ao tempo exigido na
moagem os valores de BPR podem variar de 11 ateacute valores de 220 1 Contudo BPR muito
grande pode gerar reaccedilotildees indesejaacuteveis como aumento na geraccedilatildeo de calor o que afetaria a
constituiccedilatildeo do poacute [2627]
A velocidade de rotaccedilatildeo do moinho estaacute diretamente associada agrave energia aplicada
atraveacutes de colisotildees das esferas com a amostra assim como na temperatura de processo da SM
Cada moinho possui uma velocidade criacutetica que define a otimizaccedilatildeo do desempenho do
processo Dessa forma deve-se analisar o quanto pode ser vantajoso ou prejudicial uma
temperatura elevada durante o processo da SM
Em alguns casos onde a difusatildeo eacute exigida para promover a homogeneizaccedilatildeo eou fusatildeo
do poacute pode ser vantajosa a elevaccedilatildeo da temperatura Poreacutem em outros casos o aumento da
temperatura pode acelerar o processo de transformaccedilatildeo e resultar na decomposiccedilatildeo de soluccedilotildees
soacutelidas supersaturadas ou outras fases metaestaacuteveis formadas durante a moagem tornando-se
uma desvantagem [26 27]
O paracircmetro mais importante para otimizaccedilatildeo do processo de siacutentese mecacircnica eacute a
determinaccedilatildeo do tempo de execuccedilatildeo Normalmente o tempo de moagem eacute escolhido com o
propoacutesito de conseguir um estado intermediaacuterio entre os estados de fratura e a fusatildeo a frio das
partiacuteculas do poacute A determinaccedilatildeo do tempo seraacute feita com base em vaacuterios paracircmetros como os
anteriormente mencionados Por isso eacute importante considerar que o niacutevel de contaminaccedilatildeo
pode aumentar e algumas fases indesejaacuteveis podem ser formadas quando o poacute eacute moiacutedo por
tempos maiores que o necessaacuterio [27]
A descriccedilatildeo das variaacuteveis adotadas durante o processo de SM eacute fundamental para
garantir a reprodutibilidade bem como para o estudo das influencias que cada paracircmetro pode
exercer sobre as caracteriacutesticas da amostra apoacutes o termino do processo [282930]
Assim apresenta-se na tabela 1 os principais paracircmetros relacionados a
reprodutibilidade do processo de siacutentese mecacircnica
21
Tabela 1 Principais variaacuteveis envolvidas no processo de siacutentese mecacircnica
24 Difraccedilatildeo de Raios X
A difraccedilatildeo de Raios X (DRX) eacute uma teacutecnica poderosa utilizada principalmente quando
se deseja realizar a caracterizaccedilatildeo estrutural de materiais Entretanto sua aplicaccedilatildeo eacute bem mais
ampla e versaacutetil sendo utilizada tambeacutem em aacutereas como a fiacutesica quiacutemica geologia
biotecnologia
Os raios X possuem energia suficiente para penetrarem nos soacutelidos e dessa forma se
mostram apropriados para investigarem estruturas internas Pode-se gerar raios X em
laboratoacuterio tanto pela desaceleraccedilatildeo dos eleacutetrons num alvo metaacutelico quanto pela excitaccedilatildeo dos
eleacutetrons dos aacutetomos alvo O primeiro processo fornece um espectro continuo e largo o segundo
fornece linhas acentuadas no espectro O meacutetodo normalmente utilizado nos equipamentos de
laboratoacuterio consiste em gerar os raios X fazendo com que um eleacutetron de alta energia gerado no
caacutetodo do tubo catoacutedico colida com um alvo metaacutelico acircnodo [31]
O feixe de raios X possui comprimento de onda (λ) caracteriacutestico que varia de acordo
com o material do acircnodo Para aplicaccedilotildees em cristalografia os comprimentos de onda mais
utilizados variam de 05 a 25 Ǻ Tal fato se justifica em virtude da proximidade desses valores
as menores distancias interatocircmicas observadas em materiais orgacircnicos e inorgacircnicos
PARAcircMETROS ENVOLVIDOS NO PROCESSO
1 Tipo de moinho usado
2 Tipo e material dos recipientes de moagem
3 Velocidade de moagem
4 Tempo de moagem
5 A BPR
6 Atmosfera de moagem
7 Agentes de controle de processo
8 Temperatura de moagem
22
O processo fiacutesico de espalhamento de difraccedilatildeo de raios X eacute o espalhamento elaacutestico dos
foacutetons pelos aacutetomos do material analisado que estatildeo dispostos na rede cristalina O
espalhamento ocorre quando o feixe de raios X atinge as nuvens eletrocircnicas que formam os
planos de um soacutelido cristalino em um determinado acircngulo onde uma porccedilatildeo da radiaccedilatildeo eacute
espalhada pela camada de aacutetomos superficiais e a outra parte do feixe natildeo espalhada penetra
na segunda camada de aacutetomos onde outra fraccedilatildeo eacute espalhada e o restante passa para terceira
camada e assim sucessivamente [3132] Pode-se observar uma representaccedilatildeo desse fenocircmeno
na Figura 9
Figura 9 Representaccedilatildeo geomeacutetrica da Lei de Bragg [28]
A teoria baacutesica que define o estudo de materiais cristalinos por difraccedilatildeo de raios X
baseia-se no princiacutepio de que as distribuiccedilotildees espaciais dos eleacutetrons no material definem
diferentes planos atocircmicos portanto esses planos atocircmicos espalham os raios X ndash vistos como
ondas ndash causando interferecircncia construtiva e destrutiva que se manifestam no padratildeo de raios
X como maacuteximos e miacutenimos respectivamente [33]
A ocorrecircncia de maacuteximos e miacutenimos pode ser explicada utilizando-se a Lei de Bragg
Utilizando o auxiacutelio geomeacutetrico da Figura 9 pode-se verificar que o caminho oacutetico percorrido
pelos raios X incidentes no primeiro plano do material eacute diferente do caminho percorrido pelos
feixes refratados no segundo plano A diferenccedila de caminho (δ) pode ser descrita como
δ = 2dhkl119904119890119899120579 (1)
Essa diferenccedila de percurso gera uma diferenccedila de fase (∆120593) entre as ondas refletidas que pode
ser expressa por
23
∆120593 = 2120587 δλfrasl (2)
onde λ eacute o comprimento de onda do feixe de raios X incidente Para um cristal perfeito e infinito
haveraacute interferecircncia construtiva somente quando δ = nλ onde n eacute um nuacutemero inteiro
Dessa forma a condiccedilatildeo para ocorrecircncia de interferecircncia construtiva pode ser expressa como
2119889ℎ119896119897119904119890119899120579 = 119899 λ (3)
Essa relaccedilatildeo eacute conhecia como a Lei de Bragg
Desse modo se o cristal for rotacionado cada conjunto de planos iraacute difratar a radiaccedilatildeo
quando o valor de 2dsenθ satisfizer a equaccedilatildeo Assim os dados de difraccedilatildeo satildeo coletados para
o cristal como um todo O arranjo de feixes difratados considerados em conjunto eacute
denominado padratildeo de difraccedilatildeo de cristal Se o material analisado estiver na forma de um poacute
de pequenos cristalitos aleatoriamente arranjados cada cristalito iraacute produzir seu proacuteprio padratildeo
de difraccedilatildeo [34]
Um ponto importante a ser considerado eacute que a intensidade determinada
experimentalmente definida como a intensidade total de cada difraccedilatildeo e que corresponde as
aacutereas delimitadas pelas respectivas curvas eacute maior que a prevista pela Lei de Bragg Tal
diferenccedila entre o padratildeo real e o previsto por Bragg reside no fato de o cristal natildeo ser perfeito
e nem infinito aleacutem dos feixes de raios X natildeo serem totalmente monocromaacuteticos e a radiaccedilatildeo
incidente natildeo corresponder a feixes perfeitamente paralelos Por tudo isso ao se observar um
padratildeo de raios X verifica-se que os picos possuem a forma de uma funccedilatildeo Gaussiana e natildeo a
de uma funccedilatildeo delta como previsto pela lei de Bragg Assim para valores ligeiramente
diferentes dos acircngulos de Bragg ocorreraacute tambeacutem difraccedilatildeo [35]
Se o material analisado for um liacutequido ou um soacutelido natildeo cristalino (amorfo) o padratildeo
obtido se caracteriza por uma quase completa ausecircncia de periodicidade uma certa ordem
apenas a pequenas distacircncias (de curto alcance) e uma preferecircncia estatiacutestica para uma distacircncia
interatocircmica particular Como consequecircncia os padrotildees tendem a possuir apenas um ou dois
picos alargados
Na Figura 10 ilustra-se as diferenccedilas tiacutepicas observadas nos padrotildees de difraccedilatildeo para
amostras de um cristal perfeito (A) um cristal real (B) e um liquido ou material amorfo (C)
24
Figura 10 Padratildeo de difraccedilatildeo para Cristal perfeito cristal real e liquido ou amorfo respectivamente
O estudo da direccedilatildeo e da intensidade do feixe difratado eacute importante pois permite obter
conclusotildees sobre o fator de estrutura de materiais cristalinos e de materiais amorfos As
intensidades relativas da difraccedilatildeo de estruturas cristalinas dependem do conteuacutedo da ceacutelula
unitaacuteria quanto ao nuacutemeros de eleacutetrons nos aacutetomos posiccedilotildees atocircmicas e da distribuiccedilatildeo
eletrocircnica nos aacutetomos Tem-se entatildeo o fator de estrutura que estaacute diretamente relacionado com
a intensidade das ondas espalhadas no fenocircmeno de difraccedilatildeo em materiais
241 Difratocircmetro
O difratocircmetro eacute constituiacutedo basicamente por um tubo de raios X um porta amostra
onde se incide a radiaccedilatildeo e um detector moacutevel Nos equipamentos modernos a geometria de
Bragg-Brentano se manteacutem com a diferenccedila de que a amostra permanece na posiccedilatildeo horizontal
podendo se movimentar apenas quando se utiliza um sistema de rotaccedilatildeo horizontal sobre o eixo
da amostra Nessa geometria um feixe de radiaccedilatildeo monocromaacutetica incide na amostra em forma
de poacute rotacionada de um acircngulo θ enquanto os dados satildeo coletados por um detector que se
move de 2θ [3637]
Uma representaccedilatildeo esquemaacutetica do funcionamento de um difratocircmetro pode ser vista
na Figura 11 Neste esquema verifica-se que o feixe de Raios X gerado pela fonte (A) sai do
tubo passando pela janela de beriacutelio em forma de uma linha O mesmo passa pela fenda soller
de placas paralelas passando em seguida pela fenda divergente e pela maacutescara que controlam
25
a aacuterea dos Raios X que incidem sobre a amostra (B) O feixe difratado passa pelas fendas anti-
espalhamento de recebimento e soller incidindo no detector (C) apoacutes passar por um
monocromador [353637]
Figura 11 Representaccedilatildeo esquemaacutetica de um Difratocircmetro [35]
As fendas soller tecircm como funccedilatildeo diminuir a divergecircncia axial de um feixe de raios X
A fenda divergente eacute utilizada para limitar a divergecircncia lateral do feixe de raios X de modo
que a superfiacutecie da amostra receba o maacuteximo possiacutevel da radiaccedilatildeo e ao mesmo tempo a
irradiaccedilatildeo do porta amostra seja evitada A maacutescara tem a funccedilatildeo de limitar a aacuterea linear
iluminada sobre a amostra [3839]
O feixe difratado eacute normalmente expresso atraveacutes de picos que se destacam do
background (ou linha de base) registrados num difratograma de intensidade versus o acircngulo
2θ As intensidades obtidas em acircngulos 2θ representadas atraveacutes dos picos nos difratogramas
correspondem agrave difraccedilatildeo do feixe incidente por um determinado conjunto de planos do cristal
que possuem mesma distacircncia interplanar cada qual com iacutendices de Miller hkl (reflexotildees hkl)
A intensidade a posiccedilatildeo angular (2θ) ou distacircncia interplanar (d) e o perfil satildeo as informaccedilotildees
obtidas de cada pico Cada composto cristalino apresenta um padratildeo difratomeacutetrico
caracteriacutestico permitindo sua identificaccedilatildeo atraveacutes das posiccedilotildees angulares e intensidades
relativas dos picos difratados [3639]
Na tabela 2 apresentam-se alguns fatores instrumentais e seus efeitos sobre as posiccedilotildees
forma e larguras dos picos de difraccedilatildeo [414243]
26
Tabela 2 Relaccedilatildeo entre os fatores instrumentais e os efeitos sobre os picos de DRX
25 Meacutetodo de Rietveld
O fiacutesico holandecircs Hugo M Rietveld desenvolveu em 1969 um meacutetodo para refinar
estruturas cristalinas a partir de modelos teoacutericos e de padrotildees de raios X (DRX) ou de necircutrons
[44 45]
O modelo matemaacutetico utilizado no Meacutetodo de Rietveld (MR) refina os perfis teoacutericos
dos picos de difraccedilatildeo de forma que estes perfis se aproximem dos perfis medidos O refinamento
possibilita determinar as propriedades cristalograacuteficas do material analisado como por
exemplo orientaccedilotildees preferenciais (textura) em alguns casos o tamanho meacutedio e a
microdeformaccedilatildeo de cristalitos e as dimensotildees da cela unitaacuteria [44]
Para executar o refinamento de estruturas o MR faz comparaccedilotildees do perfil real de uma
amostra (o observado ou experimental) com espectros teoacutericos calculados a partir de misturas
hipoteacuteticas de fases (o calculado) Compara-se pontualmente os valores obtidos atraveacutes da
diferenccedila entre as intensidades
Os valores satildeo ajustados utilizando-se o meacutetodo dos miacutenimos quadrados ateacute se
conseguir a melhor concordacircncia possiacutevel do padratildeo experimental com o calculado [46]
A diferenccedila entre as intensidades isto eacute a quantidade minimizada no refinamento eacute dada
pela seguinte expressatildeo
Sy = sum 120596119894(119910119894 minus 119910119888119894)2
119894 (4)
FATOR INSTRUMENTAL EFEITO SOBRE O PICO
Alinhamento e colimaccedilatildeo do feixe Afeta na largura e simetria dos picos
Excentricidade da amostra Influecircncia a largura e posiccedilatildeo dos picos
Planaridade da superfiacutecie da
amostra Produz assimetria dos picos em baixos acircngulos
Absorccedilatildeotransparecircncia da amostra Causa deslocamento dos picos alargamento e assimetria
principalmente em amostras com coeficientes de absorccedilatildeo
Tamanho das partiacuteculas e micro
deformaccedilatildeo da rede Causa variaccedilatildeo na largura e forma dos picos
27
Onde 120596119894 representa a intensidade observada no i-eacutesimo ponto (sendo expresso por 120596119894 =
1 119910119894frasl ) e 119910119894 representa a intensidade observada e 119910119888119894 a intensidade calculada [46]
As medidas precisas de intensidades dadas em intervalos de 2θ o incremento de 2θ
constante um modelo inicial proacuteximo a estrutura real da amostra satildeo alguns requisitos que
devem ser analisados antes de se iniciar o refinamento
Deve-se ficar claro que o MR natildeo se trata de um software os programas satildeo utilizados
para realizar os caacutelculos matemaacuteticos requeridos pelo meacutetodo Existem diversos programas
computacionais que usam o MR dentre eles o pacote de programas GSAS (General Structure
Analysis System) [47] e o EXPGUI [48]
Para se descrever o formato dos picos de DRX de materiais nanoestruturados
recomenda-se utilizar a funccedilatildeo perfil pseudo-Voigt de Thompson-Cox-Hasting modificada
(funccedilatildeo de perfil CW 4 no pacote GSAS [47]) que considera o modelo anisotroacutepico de Stephens
e efeitos de textura [4950]
Nesta funccedilatildeo de perfil a largura a meia altura (FWHM) das partes gaussiana (ΓG) e
Lorentziana (ΓL) eacute expressa da seguinte forma
Γ119866 = [(119880 + (1 minus 120578)2119889ℎ1198961198974 Γ119878
2(ℎ119896119897))1199051198861198992120579 + 119881119905119886119899120579 + 119882 +119875
1198881199001199042120579]
12
(5)
e
Γ119871 = 120578119889ℎ1198961198972 Γ119878(ℎ119896119897) 119905119886119899120579 +
119883+119883119890119888119900119904120601
119888119900119904120579 (6)
Onde dhkl eacute a distacircncia entre os planos da rede e θ eacute o acircngulo de Bragg Na parte gaussiana os
paracircmetros V e W dependem dos instrumentos Os paracircmetros P e o termo X + Xecosφ
descrevem respectivamente as contribuiccedilotildees Gaussianas e Lorentzianas para o tamanho de
cristalito Os paracircmetros P e X correspondem ao tamanho de cristalito isotroacutepico enquanto Xe
expressa efeitos de tamanho de cristalito anisotroacutepicos φ eacute o acircngulo entre o vector de reflexatildeo
e o seu respectivo eixo de ampliaccedilatildeo
O paracircmetro de tensatildeo isotroacutepica U e o paracircmetro de tensatildeo anisotroacutepica ΓS (hkl)
expressam o alargamento de pico causado por deformaccedilotildees na rede cristalina ΓS (hkl) eacute uma
28
funccedilatildeo do alargamento (hkl) e depende da simetria de cristal [4950] O paracircmetro η eacute um
coeficiente de mistura que determina as contribuiccedilotildees do alargamento gaussiano (η = 0) e
Lorentziano (η = 1)
O tamanho de cristalito aparente pode ser determinado pela formula de Scherrer
Considerando o refinamento de todos esses paracircmetros para ajustar as larguras de linha e
assumindo que a contribuiccedilatildeo da distribuiccedilatildeo de tamanho de cristalitos eacute anisotroacutepica isto eacute
fazendo P = 0 na equaccedilatildeo 5 pode-se calcular o tamanho de cristalito (lang119889rang) pela seguinte foacutermula
[52]
lang119889rang =(18000119870120582)
119871119909120587 (7)
Considerando tambeacutem que as microtensotildees satildeo isotroacutepicas e fazendo ΓS (hkl) =0 na
equaccedilatildeo 6 pode-se calcular seu percentual pela foacutermula contida no Manual do GSAS [52]
assim a microdeformaccedilatildeo (ε) pode ser expressa por
120576 =120587
18000radic(81198971198992)(119866119880 minus 119866119880119900)100 (8)
Onde GUo eacute o valor previamente obtido do material padratildeo utilizado na calibraccedilatildeo do
equipamento Os valores obtidos para a amostra padratildeo satildeo considerados como iniciais para
paracircmetros ajustaacuteveis e mantidos fixos para os demais durante o ajuste de difratogramas de
amostras em estudo [53]
Durante o refinamento pelo meacutetodo de Rietveld um conjunto de paracircmetros varaacuteveis eacute
calculado e refinado em relaccedilatildeo aos dados digitalizados do difratograma abaixo apresenta-se
um breve detalhamento desses paracircmetros [414243]
29
1- Fator de escala corresponde agrave correccedilatildeo de proporcionalidade entre o padratildeo
difratomeacutetrico calculado e o observado
2- Linha de base (background) eacute corrigida a partir de dados coletados no proacuteprio
difratograma e da interpolaccedilatildeo entre estes pontos Eacute importante conhecer o
comportamento da linha de base jaacute que esta fornece informaccedilotildees a respeito da presenccedila
de fases amorfas na amostra e pode ser incluiacuteda em uma rotina de quantificaccedilatildeo das
fases envolvidas
3- Perfil de pico conjunto de funccedilotildees analiacuteticas em que se modelam efeitos relacionados
ao perfil Algumas equaccedilotildees analiacuteticas satildeo propostas para corrigir estes efeitos como
as equaccedilotildees Gaussiana Lorentziana e de assimetria
4- Paracircmetros da ceacutelula Podem ser corrigidos pela Lei de Bragg (nλ=2dsenθ) onde o
espaccedilamento d estaacute relacionado aos iacutendices de Miller e portanto aos paracircmetros de
ceacutelula (a b c α β γ) A indexaccedilatildeo dos picos eacute feita levando-se em conta os paracircmetros
da ceacutelula e a intensidade calculada o que mostra certa vantagem em relaccedilatildeo a teacutecnicas
convencionais pois todos os paracircmetros que influenciam na discrepacircncia dos valores
de d satildeo refinados conjuntamente com os das intensidades
5- Fator de estrutura os paracircmetros variaacuteveis deste fator satildeo posiccedilotildees atocircmicas fatores
de temperatura isotroacutepicos ou anisotroacutepicos e o nuacutemero de ocupaccedilatildeo
6- Deslocamento paracircmetros de correccedilatildeo dos deslocamentos devido agrave fuga do ponto focal
da oacuteptica do difratocircmetro
7- Orientaccedilatildeo preferencial correccedilatildeo de problemas gerados na preparaccedilatildeo de amostra
Trabalhos da literatura mostram que a reduccedilatildeo computacional da orientaccedilatildeo preferencial
tem eficiecircncia limitada daiacute a preocupaccedilatildeo em controlar este efeito durante a preparaccedilatildeo
da amostra
30
251 Iacutendices de avaliaccedilatildeo da qualidade do refinamento
A qualidade do refinamento deve ser verificada atraveacutes de indicadores estatiacutesticos
numeacutericos que satildeo utilizados durante o processo iterativo (caacutelculos) e apoacutes o teacutermino deste
para aferir se o refinamento estaacute se procedendo de modo satisfatoacuterio [46]
Os refinamentos realizados no software GSAS [47] devem ser acompanhados no que
diz respeito a convergecircncia ao miacutenimo global por iacutendices de confiabilidade para julgar a
qualidade dos mesmos dentre eles o Rwp (R ponderado) e o 1205362 chamado de ldquogoodnees of fit
os quais estatildeo relacionados com o perfil do difratograma [46]
O Rwp eacute expresso por
119877119908119901 = ( radicsum 120596119894(119910119894minus 119910119888119894)2
119894
sum 120596119894(119910119894)2119894
) 119909 100 (9)
O denominador do Rwp eacute a funccedilatildeo de minimizaccedilatildeo (equaccedilatildeo 4) Esse eacute o iacutendice que deve
ser analisado para verificar se o refinamento estaacute convergindo Se o valor de Rwp estaacute
diminuindo entatildeo o refinamento estaacute sendo bem-sucedido Bons refinamentos fornecem
valores de Rwp da ordem de 2 a 10 tipicamente se encontram entre 10 e 20 [46]
O Rexp eacute o valor estatisticamente esperado sendo expresso conforme [54]
119877119890119909119901 = [(119873minus119875)
sum 119908119894(119910119894(119900119887119904))sup2]
12frasl
(10)
Por sua vez o 1205362 eacute definido como
1205942 = 119877119908119901
119877119890119909119901 (11)
Trata-se de um iacutendice frequentemente utilizado estando relacionado agrave qualidade do
ajuste entre o difratograma calculado e o observado Espera-se que seu valor seja equivalente a
10 em um refinamento perfeito sendo que na praacutetica valores em torno de 50 caracterizam
refinamentos otimizados [43] O Rexp utilizado para se determinar o valor de 1205362 eacute o valor
estatisticamente esperado para o Rwp
31
252 GSAS-EXPGUI
O diagrama de blocos da Figura 12 descreve os procedimentos a serem seguidos para se
iniciar um refinamento no software EXPGUI [48]
Figura 12 Diagrama de blocos com ordem dos procedimentos para iniacutecio do refinamento no EXPGUI
Iniciar o programa
Adicionar as fases
Inserir o Difratograma Experimental
Inserir o arquivo PRM
Escolha da funccedilatildeo de background
powpref
genles
Abertura do programa com criaccedilatildeo de um novo arquivo referente ao
refinamento que seraacute iniciado
A adiccedilatildeo das fases presentes na amostra normalmente utiliza-se arquivos
com as informaccedilotildees cristalograacuteficas com a extensatildeo cif
Insere-se o arquivo contendo o difratograma experimental (com a extensatildeo
gsas)
Inserir o PRM O arquivo PRM conteacutem informaccedilotildees instrumentais do
difratocircmetro utilizado como por exemplo o nome do difratocircmetro o
comprimento de onda da radiaccedilatildeo utilizada a polarizaccedilatildeo e os paracircmetros de
perfil relacionados ao alargamento instrumental
O passo seguinte eacute a escolha da funccedilatildeo de background e o nuacutemero de termos
que se iraacute utilizar O programa dispotildee de 8 tipos de funccedilotildees background Na
sequecircncia deve-se escolher a funccedilatildeo de perfil que iraacute modelar os picos de
difraccedilatildeo O GSAS possui cinco funccedilotildees Nesse trabalho utilizou-se a funccedilatildeo
nuacutemero 4
Preparar e carregar os dados
Prepara para rodar os ciclos de refinamento
32
Concluiacutedo os processos descritos na Figura 12 inicia-se o refinamento dos paracircmetros
vale ressaltar que a utilizaccedilatildeo da funccedilatildeo perfil pseudo-Voigt de Thompson-Cox-Hasting
modificada embora seja mais interessante para refinamentos de estruturas ela pode apresentar
alguma complicaccedilatildeo devido agrave grande quantidade de paracircmetros altamente correlacionados (GU
GV GW GP LX) que tornam a convergecircncia um desafio agrave paciecircncia
Entretanto a sua aplicaccedilatildeo pode ser significativamente simplificada se um refinamento
preacutevio de uma amostra padratildeo for realizado e os paracircmetros instrumentais obtidos forem
usados como paracircmetros iniciais para o refinamento do material desejado [46]
Na Figura 13 apresenta-se um print da interface do EXPGUI Durante os procedimentos
de refinamento
Figura 13 Interface do EXPGUI para refinamento dos paracircmetros
Para refinamento dos paracircmetros o conhecimento da correlaccedilatildeo de cada fator torna mais
faacutecil o sucesso e a qualidade final do refinamento Escolhendo-se a funccedilatildeo de perfil 4 tem-se as
seguintes correlaccedilotildees mostradas na tabela 3
33
Tabela 3 Correlaccedilotildees e definiccedilotildees para as variaacuteveis envolvidas no refinamento pelo MR no EXPGUI
PARAcircMETRO CORRELACcedilAtildeO NO MODELO REFINADO
GV e GW Definem a largura da gaussiana relacionada ao alargamento instrumental
GU Define a largura da gaussiana relacionada agrave micro deformaccedilatildeo da rede
GP Define a largura da gaussiana relacionada ao tamanho de cristalito
LX Define a largura da lorentziana relacionada ao tamanho de cristalito
PTEC Avalia a anisotropia do tamanho de cristalito relacionada ao alargamento de
Lorentz
SHKL Define a micro deformaccedilatildeo da rede relacionada ao alargamento de Lorentz Seu
nuacutemero de termos depende da simetria de Laue
TRNS Descreve a profundidade de penetraccedilatildeo dos raios X em uma amostra
SHFT Determina o deslocamento em 2θ devido agrave posiccedilatildeo da amostra no porta amostra
SFEC Avalia a anisotropia quando haacute falhas de empilhamento da rede
ETA Eacute o termo de mistura entre as contribuiccedilotildees de Gauss e de Lorentz
SL e HL Satildeo termos de assimetria relacionados agrave divergecircncia axial
25 Calorimetria Diferencial de Varredura
A calorimetria diferencial de varredura (Differential Scanning Calorimetry- DSC) eacute um
meacutetodo de medida bem estabelecido e usado numa ampla escala em diferentes aacutereas de
pesquisa Com as medidas de DSC eacute possiacutevel investigar a evoluccedilatildeo teacutermica dos materiais e
tambeacutem avaliar grandezas como pureza capacidade teacutermica calor de transiccedilatildeo transiccedilotildees
viacutetreas relaxaccedilatildeo teacutermica [2]
O sistema DSC consiste na detecccedilatildeo de um sinal eleacutetrico gerado pela diferenccedila de
temperatura entre o material de referecircncia cujo comportamento com a temperatura eacute conhecido
e o material que estaacute sendo investigado (amostra) O DSC eacute um meacutetodo calorimeacutetrico no qual
satildeo medidas diferenccedilas de energia A Figura 14 ilustra a configuraccedilatildeo de um DSC
34
Figura 14 Ilustraccedilatildeo da configuraccedilatildeo de um DSC
As curvas construiacutedas com os dados DSC permitem identificar substacircncias construir
diagramas de fase aleacutem de determinar a fraccedilatildeo de cristalinidade dos materiais A amostra natildeo
inerte pode sofrer periodicamente fenocircmenos de absorccedilatildeo ou geraccedilatildeo de calor em funccedilatildeo do
tempo temperatura e posiccedilatildeo do meio Entre os processos de absorccedilatildeo de calor (endoteacutermicos)
pode-se destacar a fusatildeo a sublimaccedilatildeo a adsorccedilatildeo e entre os processos de geraccedilatildeo de calor
(exoteacutermicos) destacam-se a cristalizaccedilatildeo e a desorccedilatildeo
De acordo com o fenocircmeno ocorrido com a amostra no interior do equipamento a curva
gerada poderaacute apresentar picos endoteacutermicos ou exoteacutermicos a associaccedilatildeo dos dados com um
diagrama de fases um DRX ou outra teacutecnica poderaacute ser necessaacuterio para se extrair informaccedilotildees
consistentes A Figura 15 ilustra as possiacuteveis configuraccedilotildees encontradas em uma curva tiacutepica
de DSC
Figura 15 Representaccedilatildeo graacutefica dos padrotildees geneacutericos de picos apresentados no DSC
35
Dentre os possiacuteveis fenocircmenos apresentados por uma amostra em um DSC pode-se
obter picos exoteacutermicos ou endoteacutermicos Pode-se calcular a energia de ativaccedilatildeo (Ea) necessaacuteria
para promover a cristalizaccedilatildeo ou a nucleaccedilatildeo de uma fase Para tanto eacute necessaacuterio conhecer
valores de temperaturas de pico de cristalizaccedilatildeo (Tc) medidas para diferentes taxas de
aquecimento constantes (τ) e aplicar esses valores na equaccedilatildeo de Kissinger mostrada abaixo
[2]
119897119899 (τ
1198791198882) = minus
119864119886
119877119879119888+ 119888 (12)
onde R = 831 Jmol K eacute a constante molar dos gases e c eacute uma constante arbitraria
36
3 PROCEDIMENTOS EXPERIMENTAIS
31 Produccedilatildeo da Amostra
Para produccedilatildeo da amostra de Bi3Ni utilizou-se a formula AxBy onde x + y =100 e as
relaccedilotildees abaixo descritas as quais permitem encontrar os valores em fraccedilatildeo da massa de cada
componente
119872119879119900119905119886119897 = (119909
119909+119910) 119872119860 + (
119910
119909+119910) 119872119861
119876119860 = (119909
119909+119910)
119872119860
119872119879119874119879119860119871 e (13)
119876119861 = (119910
119909 + 119910)
119872119861
119872119879119874119879119860119871
onde MTotal = massa total a ser pesada MA = massa do elemento A (constante na Tabela
Perioacutedica) MB = massa do elemento B (constante na Tabela Perioacutedica) QA = fraccedilatildeo da massa
do elemento A a ser pesada e QB = fraccedilatildeo da massa do elemento B a ser pesada
Considerando-se as relaccedilotildees acima a amostra composta pelos elementos quiacutemicos
Niacutequel (Ni) e Bismuto (Bi) foi produzida com a massa total de 3 gramas sendo 026 gramas
de Ni (Alfa Aesar com 9995 de pureza e com tamanho de partiacutecula de minus100 mesh) e 274
gramas de Bi (Alfa Aesar com 9995 de pureza e com tamanho de partiacutecula de minus100 mesh)
Para pesagem foi utilizada a balanccedila eletrocircnica de alta precisatildeo (001mg) SHIMADZU modelo
(AUW220D)
32 Siacutentese Mecacircnica
Apoacutes a preparaccedilatildeo da amostra iniciou-se a fase da moagem mecacircnica Para tal utilizou-
se o moinho High Energy Ball Mill Emax da Retsch pertencente ao Laboratoacuterio de Siacutentese e
Caracterizaccedilatildeo de Nanomateriais (LSCN) do IFAM O moinho Emax combina vantagens de
diversos tipos de moinho tais como impacto de alta frequecircncia (moinho oscilante) atrito
37
intenso (moinho oscilante de discos) e movimentos rotativos controlados do vaso de moagem
(moinho de bolas planetaacuterio) o que proporciona um oacutetimo desempenho [55]
Na Figura 16 satildeo mostradas as imagens do moinho na imagem agrave esquerda observa-se a posiccedilatildeo
de fixaccedilatildeo dos dois jarros de moagem
Figura 16 Moinho High Energy Ball Mill Emax
Os suportes de cada vaso satildeo afixados sobre dois discos que giram no mesmo sentido
movendo assim os vasos por uma trajetoacuteria circular sem que estes modifiquem sua orientaccedilatildeo
A accedilatildeo combinada da geometria dos vasos e da mecacircnica do movimento gera um forte atrito
entre as bolas a amostra e as paredes do vaso bem como uma elevada aceleraccedilatildeo que lanccedila as
bolas com forte impacto contra a amostra junto agraves paredes do vaso Disso resulta uma melhor
mistura das partiacuteculas e uma menor granulometria final [55]
O moinho possui um sistema de resfriamento por aacutegua permitindo que a elevada
aplicaccedilatildeo de energia possa ser aproveitada com eficiecircncia no processo de moagem sem que a
amostra se superaqueccedila
A amostra foi colocada no jarro de moagem juntamente com 3 esferas de accedilo inoxidaacutevel
com massa total de 2092 g resultando numa BPR aproximada de 71 O jarro de moagem foi
levado a glove box onde foi realizado o vaacutecuo do ambiente com a posterior injeccedilatildeo de gaacutes
Argocircnio e a selagem do vaso de moagem Esse procedimento teve como objetivo evitar uma
possiacutevel oxidaccedilatildeo da amostra durante a moagem mecacircnica
38
Na Figura 17 eacute possiacutevel visualizar o jarro de moagem em dois momentos sendo o
primeiro entes do fechamento com as esferas e a amostra e posteriormente durante o processo
de fechamento dentro da glove box
Figura 17 Preparaccedilatildeo e selagem do vaso de moagem
O primeiro processo de moagem da mistura foi realizado durante uma hora Apoacutes esse
tempo o jarro foi aberto e feito uma Difraccedilatildeo de Raios X (DRX) da amostra Seguiu-se entatildeo
para selagem do vaso de moagem e preparaccedilatildeo para novo ciclo de moagem O intervalo de
moagem passou a ser de 3 horas sendo realizado em trecircs etapas de 1 hora entre cada etapa
houve um intervalo de 5 minutos para resfriamento da amostra realizadas sem abertura do jarro
de moagem
No procedimento foi utilizada a rotaccedilatildeo de 1000 rpm a temperatura do vaso variou de
27 degC agrave 39 degC no final da moagem Apoacutes as 3 horas de moagem o vaso foi aberto e realizou-se
um DRX da amostra Esse processo se repetiu por seis vezes tendo gerado intervalos de tempo
de1h 4hs 7hs 10hs 13hs 16hs e 19hs de moagem
O fim da moagem foi estabelecido com base na anaacutelise dos difratogramas da amostra e
da constataccedilatildeo de equiliacutebrio na evoluccedilatildeo ou formaccedilatildeo de novas fases
39
33 Difraccedilatildeo de Raios X
As medidas de DRX foram realizadas no Laboratoacuterio de Materiais (LabMat) da UFAM
utilizando um Difratocircmetro de Raio-X modelo Empyrean da PANalytical com radiaccedilatildeo CuKα1
de 1 5406 Aring e se dividiram em duas etapas
A primeira etapa foi realizada com os intervalos de 1h 4hs 7hs 10hs 13hs 16hs e 19
horas e teve como finalidade acompanhar a evoluccedilatildeo estrutural da amostra e confirmar a
formaccedilatildeo da fase uacutenica de Bi3Ni
A Figura 18 apresenta o porta amostra em duas etapas distintas a primeira com a
amostra sendo preparada adequadamente e na segunda pronta para a realizaccedilatildeo do DRX
Figura 18 Preparaccedilatildeo da amostra para realizaccedilatildeo de DRX
Os difratogramas experimentais gerados foram submetidos agrave identificaccedilatildeo das fases
cristalinas atraveacutes de comparaccedilotildees com padrotildees difratomeacutetricos disponibilizados no banco de
dados do Inorganic Crystal Structure Database ndash ICSD
Na Figura 19 apresenta-se o goniocircmetro difratocircmetro de raio-X modelo Empyrean da
PANalytical
40
Figura 19 Difratocircmetro de Raio-X modelo Empyrean da PANalytical
Os padrotildees usados de DRX foram os seguintes
Faixa de acircngulo 10 ndash 100deg
Velocidade de escaneamento 1deg min
Tempo aproximado de realizaccedilatildeo do difratograma 45 min
Tubo de raio-X de cobre (Cu)
Voltagem 40 kV
Corrente 30 mA
Divergecircncia de fenda 10 (deg)
Dispersatildeo de fenda 10 (deg)
A segunda etapa das medidas de DRX foi realizada com uso do forno e medidas in situ
tendo sido realizadas com a amostra moiacuteda por 19 horas nas temperaturas de 250 2500 3000 e
350 0C essas medidas tiveram a finalidade de acompanhar o comportamento estrutural em
funccedilatildeo da temperatura e estudar a estabilidade teacutermica da amostra Detalhes do forno estatildeo
ilustrados nas Figuras 20
41
Figura 20 Preparaccedilatildeo da amostra e porta amostra no forno do DRX
A primeira mediccedilatildeo foi realizada a temperatura de 25 oC seguindo-se de um
aquecimento a taxa de 10 oCmin ateacute atingir a temperatura de 250 oC apoacutes atingir a temperatura
procedeu-se uma execuccedilatildeo de uma isoteacutermica por 10 minutos antes da mediccedilatildeo in situ de DRX
O procedimento foi repetido para as temperaturas de 300 oC e 350 oC conforme pode-se
observar na rampa de aquecimento da Figura 21
Figura 21 Rampa de aquecimento para medidas in situ de DRX
34 Refinamento pelo Meacutetodo de Rietveld
Para realizaccedilatildeo dos refinamentos pelo MR desta dissertaccedilatildeo utilizou-se o programa
GSAS (General Structure Analysis System) e o EXPGUI [4748]
42
Para se descrever o formato dos picos de DRX utilizou-se a funccedilatildeo perfil pseudo-Voigt
de Thompson-Cox-Hasting modificada funccedilatildeo de perfil CW 4 no pacote GSAS que considera
o modelo anisotroacutepico de Stephens e efeitos de textura [4950]
Para o coeficiente de mistura (η) que determina as contribuiccedilotildees do alargamento
gaussiano (η = 0) e Lorentziano (η = 1) nas equaccedilotildees 5 e 6 foi utilizado neste trabalho o valor
de η = 075
Os coeficientes de alargamento instrumental V e W constantes na equaccedilatildeo 5 foram
previamente obtidos a partir do DRX de uma amostra padratildeo bem cristalizada e mantidos fixos
no refinamento dos dados experimentais
Para o caacutelculo do tamanho meacutedio de cristalito com o uso da equaccedilatildeo 7 utilizou-se o
valor de K = 091 e 120582=0154056 nm
O GSAS dispotildee de 8 tipos de funccedilotildees de background neste trabalho utilizou-se a funccedilatildeo
polinomial de Chebyshev o nuacutemero de termos variou tendo sido utilizados 20 termos na funccedilatildeo
polinomial para refinamentos com a presenccedila da fase amorfa e 6 termos apoacutes a cristalizaccedilatildeo da
fase amorfa
Para iniacutecio do refinamento no programa EXPGUI foi utilizado o diagrama de blocos da
Figura 12 e para o refinamento dos paracircmetros as correlaccedilotildees da tabela 3
35 Tratamento Teacutermico
Foi realizado um tratamento teacutermico na amostra moiacuteda por 19 horas com a finalidade
de promover o relaxamento dos defeitos e tensotildees causados durante a moagem mecacircnica e a
cristalizaccedilatildeo da fase amorfa presente A partir da temperatura ambiente 25 oC iniciou-se o
aquecimento a uma taxa de 10 oCmin A temperatura final foi de 800 oC seguindo-se do
desligamento do forno que se manteve fechado ateacute que a temperatura da amostra atingisse
25 oC Em seguida a amostra foi retirada do forno e foi realizado um DRX Utilizou-se um forno
tubular com tubo de quartzo e uma atmosfera com fluxo constante de gaacutes argocircnio ilustrado
na Figura 22
43
Figura 22 Forno utilizado para realizar o tratamento teacutermico
36 Calorimetria Diferencial de Varredura (DSC)
As medidas de DSC foram realizadas na amostra moiacuteda por 19 horas em uma ceacutelula
Netzsch modelo DSC 3500 Sirius pertencente ao Laboratoacuterio de Termo ciecircncias da UFAM
Para realizaccedilatildeo das medidas utilizou-se um fluxo de proteccedilatildeo de N2 a 50 mlmin com
temperatura inicial de 25 oC e temperatura final de 550 oC
Foram realizadas quatro medidas com as taxas de transferecircncia de calor de 25 oCmin
5 oCmin 10 oCmin e 20 oCmin Foram utilizados cadinhos (porta amostra) de alumiacutenio e a
massa meacutedia de 22 mg de amostra foi utilizada nos quatro experimentos
Na Figura 23 eacute mostrada a ceacutelula Netzsch modelo DSC 3500 Sirius onde foram
realizadas as medidas e os cadinhos sendo dois fechados e um com a amostra visiacutevel
Figura 23 Equipamento utilizado para realizar o DSC
44
4 RESULTADOS E DISCUSSOtildeES
41 Evoluccedilatildeo estrutural
A Figura 24 mostra a evoluccedilatildeo estrutural durante o processo de siacutentese conforme
descrito nos procedimentos experimentais Qualitativamente podemos ver nesta figura uma
modificaccedilatildeo gradativa dos padrotildees de difraccedilatildeo O pico mais intenso da amostra moiacuteda por 1
hora corresponde ao plano (1 0 -2) do Bi precursor
Acompanhando o comportamento deste plano em especiacutefico constata-se que entre a
primeira e a quarta hora o mesmo sofre apenas uma ligeira diminuiccedilatildeo Concomitantemente
com este decreacutescimo emergem pequenos novos picos em 2θ aproximadamente entre 28 e 35o
Com 7 horas de moagem os novos picos satildeo evidentes e foram identificados junto agrave base de
dados do ICSD como a estrutura desejada Bi3Ni grupo espacial Pnma (cartatildeo nuacutemero 391336)
Em 13 horas de moagem o pico do Bi atinge seu miacutenimo e segue estaacutevel ateacute 19 h de moagem
Dada a observaccedilatildeo da estabilizaccedilatildeo estrutural o processo foi interrompido Uma anaacutelise mais
detalhada dos difratogramas seraacute mostrada e discutida na sequecircncia
Figura 24 Padratildeo de difraccedilatildeo observado para amostra e Bi3Ni durante todo intervalo de moagem
10 20 30 40 50 60 70 80
19h
16h
1h
10h
1h
7h
4h
2(graus)
1h
13h
Inte
nsid
ade (
ua
)
45
Na Figura 25 mostramos a indexaccedilatildeo das fases na primeira hora de moagem onde foi
verificada o iniacutecio da nucleaccedilatildeo do Bi3Ni Tambeacutem eacute possiacutevel observar os picos do elemento
precursor minoritaacuterio no caso o Niacutequel (cartatildeo ICSD 64703)
Figura 25 Difratograma obtido apoacutes a primeira hora de moagem
Seguindo o processo de moagem conforme descrito nos procedimentos experimentais
a amostra foi moiacuteda por mais 3 horas totalizando 4 horas de moagem os difratogramas obtidos
satildeo apresentados nas Figuras 26 e 27 Nesta etapa jaacute natildeo eacute mais possiacutevel identificar a presenccedila
dos picos referentes ao niacutequel dessa forma somente satildeo observados os picos do bismuto e do
Bi3Ni Poreacutem como verificamos na Figura 24 a nucleaccedilatildeo da liga Bi3Ni continua ocorrendo
sistematicamente
Na Figura 26 mostramos uma comparaccedilatildeo do difratograma padratildeo de Bi3Ni (cartatildeo
nuacutemero 391336 do ICSD) com o difratograma da amostra moiacuteda por 4 horas plotados em
conjunto para destacar a nucleaccedilatildeo da fase de Bi3Ni
Na Figura 27 apresenta-se o resultado do refinamento pelo meacutetodo de Rietveld para as
4 horas de moagem Eacute possiacutevel verificar um bom acordo entre o padratildeo de DRX da amostra e
o padratildeo refinado por MR Os fatores de qualidade podem ser verificados na tabela 4 Neste
refinamento obtivemos uma fraccedilatildeo de fase equivalente a 67 de Bi e 33 de Bi3Ni
46
Figura 26 Difratograma da amostra moiacuteda durante 4 horas (curva com ruiacutedo) e o padratildeo idealizado
do Bi3Ni calculado a partir do arquivo CIF (cartatildeo ICSD no 391336)
Figura 27 Padratildeo observado no DRX (4horas) calculado e residual obtidos no refinamento pelo MR
10 20 30 40 50 60 70 80
23 24 25 26 27 28 29 30 31 32 33
Inte
nsid
ade (
ua
)
2(graus)
4 horas
CIF Bi3Ni
10 20 30 40 50 60 70 80
Experimental
Calculado
Residual
Inte
nsid
ade (
u a)
2 (graus)
4 horas
25 30 35 40 45
47
Em todas as etapas do processo de moagem foram obtidos refinamentos com iacutendices de
qualidade muito semelhantes Natildeo houve alteraccedilatildeo nos acircngulos da ceacutelula unitaacuteria do composto
de Bi3Ni que permanecerem com α= β= λ = 90o Os valores obtidos para os iacutendices de avaliaccedilatildeo
da qualidade e os paracircmetros de rede encontram-se na tabela 4
Tabela 4 Valores de Rwp e 1205362 obtidos nos refinamentos realizados durante o processo de moagem
mecacircnica para o Bi3Ni
Com os resultados obtidos nos refinamentos determinou-se as contribuiccedilotildees em
porcentagem de cada fase em funccedilatildeo do tempo de moagem Verifica-se que apoacutes a primeira
hora de moagem natildeo se identifica no difratograma a presenccedila de Ni entretanto a fase de Bi3Ni
continua nucleando indicando que ainda existe niacutequel disponiacutevel para a formaccedilatildeo desta fase
Pode-se conceber algumas hipoacuteteses para este fato A primeira refere-se agrave sensibilidade do
equipamento de DRX que natildeo identifica precisamente elementos com fraccedilatildeo de fase menor
que 10 Outa hipoacutetese provaacutevel pode ser atribuiacutea a uma adesatildeo do niacutequel nas paredes do jarro
de moagem ou nas esferas de accedilo tendo em vista sua ductilidade
Na Figura 28 foi plotado a fraccedilatildeo de cada uma das fases presentes no processo de
moagem em funccedilatildeo do tempo Fica evidente que apoacutes a primeira hora a fraccedilatildeo de fase do niacutequel
eacute zero mas continua ocorrendo a nucleaccedilatildeo do Bi3Ni que estabiliza em 13 horas
TEMPO DE MOAGEM RWP 1205362 PARAcircMETROS DE REDE DO BI3NI
a (Å) b (Å) c (Å) Volume (Å3)
4 HORAS 77 139 8890(9) 4102(1) 11502(1) 41949(6)
7 HORAS 70 137 8891(3) 4106(1) 11500(1) 41986(9)
10 HORAS 71 131 8888(1) 4104(8) 11495(1) 41939(5)
13 HORAS 65 124 8893(5) 4104(3) 11507(1) 42003(2)
16 HORAS 64 124 8888(7) 4102(9) 11499(9) 41940(1)
19 HORAS 63 123 8894(1) 4105(1) 11506(5) 42012(3)
48
Figura 28 Fraccedilatildeo das fases de Ni Bi e Bi3Ni em funccedilatildeo do tempo de moagem
Utilizando-se a equaccedilatildeo 7 com os dados obtidos no refinamento pelo MR calculou-se
o tamanho meacutedio dos cristalitos de Bi3Ni em funccedilatildeo do tempo de moagem Na Figura 29
apresenta-se em forma de um graacutefico os valores obtidos Observamos que entre a quarta e a
seacutetima hora haacute um aumento aproximado de 14 no tamanho meacutedio do cristalito pode-se
atribuir esse aumento a uma possiacutevel deformaccedilatildeo plaacutestica da amostra acarretando num
acreacutescimo da aacuterea de superfiacutecie o que aumentaria progressivamente a probabilidade de
soldagem a frio dessas partiacuteculas gerando assim um aumento do tamanho meacutedio do cristalito
Entre a seacutetima e a deacutecima hora de moagem ocorre uma reduccedilatildeo de 26 no tamanho do
cristalito maior valor percentual obtido entre intervalos de moagem Entre a deacutecima sexta e a
deacutecima nona hora haacute uma estabilizaccedilatildeo no processo de reduccedilatildeo do tamanho de cristalito
Obtivemos no final do processo uma reduccedilatildeo total de aproximadamente 59 o que representa
um tamanho meacutedio de cristalito na ordem de 2653 nm
Plota-se na Figura 29 um graacutefico com tamanho meacutedio de cristalito do composto Bi3Ni
em funccedilatildeo do tempo de moagem
0 5 10 15 20
0
20
40
60
80
100
Fra
ccedilao d
e fases (
)
Tempo de moagem ( horas)
Bi
Bi3Ni
Ni
49
Figura 29 Tamanho meacutedio de cristalito de Bi3Ni em funccedilatildeo do tempo de moagem
Natildeo houve formaccedilatildeo de novas fases ou aparentemente quaisquer outras alteraccedilotildees
significativas apoacutes a deacutecima terceira hora de moagem Os uacutenicos efeitos com a continuaccedilatildeo da
moagem foram a melhora da cristalizaccedilatildeo da fase de interesse e o aumento de intensidade do
perfil referente a fase amorfa Poreacutem o processo de moagem totalizou 19 horas a finalidade
deste intervalo apoacutes a estabilizaccedilatildeo de formaccedilatildeo da fase pretendida foi verificar a possibilidade
de oxidaccedilatildeo da amostra que ficou exposta ao ambiente durante a execuccedilatildeo do DRX
Observa-se nos difratogramas da Figura 24 a formaccedilatildeo de uma acentuada elevaccedilatildeo na
linha de base entre a faixa de 2θ que vai de aproximadamente 26deg a 36deg A forma ou perfil
dessa elevaccedilatildeo eacute um forte indicio do aparecimento de uma fase amorfa Para alcanccedilar bom
acordo nos refinamentos Rietveld foram necessaacuterios 20 termos na funccedilatildeo polinomial de
Chebyshev para descrever estas linhas de base (background)
Analisando-se portanto os difratogramas referentes agraves etapas de 10 13 16 e 19 horas
eacute possiacutevel identificar o crescimento dessa fase amorfa conforme mostramos na Figura 30
4 6 8 10 12 14 16 18 20
25
30
35
40
45
50
55
Ta
ma
nh
o m
eacuted
io d
e c
rista
lito
(n
m)
Tempo de moagem (horas)
50
Estas curvas satildeo particularmente interessantes uma vez que podemos avaliar as
distacircncias R entre os primeiros vizinhos da fase desordenada aplicando a equaccedilatildeo de Ehrenfest
que pode ser expressa como [56]
2Rsen(θ) = 123λ (14)
O maacuteximo destas curvas correspondem a 2θ ~29o o que nos leva a distacircncias aproximada
de 38 Aring Esta distacircncia natildeo fere nenhum viacutenculo de distancias entre os atamos para
Ni-Ni~248 Aring Ni-Bi~ 278 Aring Bi-Bi~308 Aring Bi-O~214 Aring
Figura 30 Comparaccedilatildeo das funccedilotildees de background para a amostra moiacuteda por 10 13 16 e 19 horas
Com objetivo de avaliar com mais detalhes a estrutura nanocristalina e amorfa
realizamos medidas de difraccedilatildeo com configuraccedilotildees que produzissem uma maior qualidade nos
dados obtidos utilizamos uma cacircmara com baixo vaacutecuo e aumentamos o tempo de aquisiccedilatildeo
dos dados
A Figura 31 mostra o padratildeo obtido para a amostra final moiacuteda por 19 horas
Destacamos a evidente fase amorfa que se forma
10 20 30 40 50 60 70 80
19 horas
16 horas
13 horas
10 horas
Inte
nsid
ade (
u a)
2 (graus)
51
Figura 31 Formaccedilatildeo da fase amorfa na amostra de Bi3Ni apoacutes 19 horas de moagem
Comparando o padratildeo de DRX obtido para amostra moiacuteda por 19 horas com o
difratograma padratildeo de Bi3Ni (cartatildeo nuacutemero 391336 do ICSD) pode-se constatar a
equivalecircncia dos picos conforme apresentada Figura 32
Com os difratogramas de maior resoluccedilatildeo verificamos a presenccedila embora em uma
pequena fraccedilatildeo de Bi (ICSD no 64703) Assim como uma ligeira sugestatildeo da existecircncia de
Bi2O3 (ICSD no 41764) vislumbra-se essa fase em virtude da possiacutevel oxidaccedilatildeo da amostra
devido as sucessivas aberturas do jarro de moagem para realizaccedilatildeo do DRX entretanto
diferentemente do que se percebe para o bismuto natildeo haacute nenhum pico referente ao oxido de
bismuto
Na posiccedilatildeo de 2θ~27o existe um pico caracteriacutestico do Bi2O3 entretanto mesmo com a
melhor resoluccedilatildeo do DRX natildeo eacute possiacutevel distinguir claramente a fase do oxido de bismuto
assim durante o processo de refinamento pelo MR natildeo foi adicionada a fase relativa ao oxido
O refinamento pelo meacutetodo de Rietveld referente a amostra moiacuteda por 19h encontra-se
na Figura 33 percebe-se a boa concordacircncia obtida para a fase de interesse Bi3Ni e a fase
20 30 40 50 60 70 80
Bi
Inte
nsid
ade (
u a)
2 (graus)
Bi
20 25 30 35 40 45
52
amorfa O asterisco indicando o pico principal do Bi salienta que essa fase por contribuir
modestamente em um difratograma tatildeo complexo natildeo eacute bem ajustada
Figura 32 Difratograma da amostra moiacuteda 19h em conjunto com os CIFs de o Bi3Ni Bi e Bi2O3
Figura 33 Difratograma da amostra moiacuteda 19h e refinada por meacutetodo de Rietveld partindo dos CIFs
do Bi3Ni Bi
20 30 40 50 60 70 80
19 horas
Bi3Ni
Bi
Bi2O
3
In
tensid
ade (
u a)
2 (graus)
25 30 35 40
20 30 40 50 60 70 80
Experimental (19h)
Calculado
Residual
Inte
nsid
ade (
u a)
2 (graus)
20 25 30 35 40 45 50
53
Os trabalhos cientiacuteficos que versam sobre a produccedilatildeo e a caracterizaccedilatildeo do composto
Bi3Ni descrevem que a siacutentese pode ser realizada por vaacuterios mecanismos normalmente as
metodologias mais usadas para obtenccedilatildeo envolvem os processos em meio quiacutemico a
eletrodeposiccedilatildeo e a solidificaccedilatildeo raacutepida Em alguns casos utilizou-se longos processos teacutermicos
que envolvem a permanecircncia da amostra num forno de resistecircncia a 1100 degC durante 3 dias
[13] ou processos de sinterizaccedilatildeo com recozimento a vaacutecuo a temperatura de 1000 degC por 24
horas [15] Relata-se tambeacutem que conforme ocorreu neste trabalho algumas amostras
apresentam pequenos traccedilos de Bi em sua composiccedilatildeo final [13]
Dessa forma o primeiro desafio desse trabalho foi produzir uma fase uacutenica de Bi3Ni por
meio da moagem mecacircnica entretanto verificou-se no resultado obtido no DRX e no
refinamento pelo MR que a fase de Bi3Ni embora apresente uma fraccedilatildeo de 999 ainda possui
leves traccedilos do pico mais intenso de bismuto (indicado por um asterisco na Figura 33) Uma
proposta futura seria portanto acrescentar uma pequena quantidade de Ni para interagir com
esse Bi remanescente
42 Medidas de DRX in situ
Com o objetivo de estudar a estabilidade teacutermica e acompanhar a evoluccedilatildeo estrutural da
amostra em funccedilatildeo da temperatura foram realizadas medidas de DRX in situ conforme
descrito nos procedimentos experimentais A Figura 34 apresenta os quatro difratogramas
obtidos
A temperatura de 25 oC observa-se uma fase uacutenica do composto Bi3Ni (com jaacute
mencionado anteriormente a amostra possui uma leve indicaccedilatildeo da presenccedila de bismuto) que
possui estrutura ortorrocircmbica e grupo espacial Pnma eacute a mesma apresentada na Figura 32
A medida que aumentamos a temperatura conforme descrito na seccedilatildeo 3 Figura 21
inicia-se uma transformaccedilatildeo do composto inicial para o crescimento da fase tetragonal de Bi2O3
(ICSD no 41764) e da fase precursora de Bi Essa alteraccedilatildeo na composiccedilatildeo da amostra ocorre
em virtude da degradaccedilatildeo da fase Bi3Ni que conforme eleva-se a temperatura tem sua fraccedilatildeo
diminuiacuteda conforme verifica-se na Figura 36 Embora as medidas in situ terem sido feitas em
baixo vaacutecuo natildeo foi impedido o crescimento do Bi2O3
54
Na Figura 34 encontram-se plotados os DRX referentes as medidas realizadas em 25o
250o 300o e 350 oC as curvas foram deslocadas verticalmente para melhor comparaccedilatildeo
Figura 34 Padratildeo observado nos DRX da amostra submetida a aquecimento
A temperatura de 250 oC temos a ocorrecircncia de trecircs fases Bi3Ni Bi2O3 e Bi
O refinamento estrutural pelo meacutetodo de Rietveld estaacute mostrado na Figura 35 Mesmo tratando-
se de uma amostra com um elevado nuacutemeros de pico aleacutem da presenccedila de uma fase amorfa o
acordo entre o experimental e o calculado eacute notaacutevel Os valores dos iacutendices de avaliaccedilatildeo da
qualidade do refinamento referentes as quatro medidas realizadas encontram-se na tabela 5
20 30 40 50 60 70 80
350 0C
300 0C
250 0C
Inte
nsid
ade (
ua
)
2 (graus)
25 0C
55
Figura 35 Padratildeo obtidos no refinamento pelo MR para amostra aquecida a 250 0C
Tabela 5 Valores de Chi2 e de Rwp obtidos nos refinamentos realizados durante o processo de
aquecimento
A temperatura de 300 oC comeccedila a formaccedilatildeo da uma nova fase cubica de grupo espacial
I23 o Bi12NiO19 em detrimento da diminuiccedilatildeo da fase de Bi3Ni Aleacutem do aumento da fraccedilatildeo
da fase de Bi2O3
Temperatura de realizaccedilatildeo da medida Rwp 1205362
25 0C 69 23
250 0C 83 18
300 0C 98 26
350 0C 99 25
10 20 30 40 50 60 70 80
Inte
nsid
ade (
ua
)
2 (graus)
Experimental
Calculado
Residual
250 0C
25 30 35 40
56
O uacuteltimo DRX foi realizado a 350 oC a principal alteraccedilatildeo dessa medida refere-se ao
fato da inexistecircncia de picos referentes agrave fase Bi3Ni A fase majoritaacuteria torna-se agora a fase
referente ao Bi e a fase Bi12NiO19 (indexado na base de dados PDF2 mas natildeo na base de dados
ICSD) permanece estaacutevel isto eacute sem alteraccedilotildees significativas em sua fraccedilatildeo O fato de estarem
presentes picos referentes ao Bi mesmo apoacutes termos ultrapassado a temperatura de fusatildeo pode
ser explicado levando-se em consideraccedilatildeo a baixa condutividade teacutermica do bismuto aliado ao
excesso de defeitos produzidos na moagem assim natildeo obteve-se a fusatildeo do elemento
Utilizamos os dados obtidos nos refinamentos para plotar o graacutefico exposto na Figura
36 onde eacute possiacutevel observar a fraccedilatildeo de cada fase em funccedilatildeo da temperatura de execuccedilatildeo do
DRX Percebe-se a raacutepida decomposiccedilatildeo da fase de Bi3Ni que entre 250 oC e 350 oC apresenta
uma reduccedilatildeo percentual de aproximadamente 88 concomitantemente ao crescimento
percentual da fase de Bi
Figura 36 Fraccedilotildees de fase em funccedilatildeo da temperatura de realizaccedilatildeo do DRX in situ
O DRX realizado na amostra a 350 oC eacute mostrado na Figura 37 em conjunto aos CIFs
das fases constituintes Para a fase Bi12NiO19 natildeo foi encontrado o CIF no banco de dados do
Inorganic Crystal Structure Database (ICSD) Para refinar utilizando o meacutetodo de Rietveld
partimos do protoacutetipo estrutural de Bi26-x Mx O40-y (M = Mg Al Co Ni) O CIF desta fase
25 75 125 175 225 275 325 375
0
20
40
60
80
100
Fra
ccedilao d
e F
ases (
)
Temperatura (0C)
Bi3Ni
Bi2O
3
Bi
Bi12
NiO19
57
resultante estaacute mostrado em vermelho na Figura 37 e uma representaccedilatildeo da ceacutelula unitaacuteria na
Figura 38 os aacutetomos de oxigecircnio estatildeo representados na cor vermelha e o niacutequel em verde
Figura 37 Padratildeo observado no DRX da amostra em 350 oC em comparaccedilatildeo com o CIF das fases
constituintes
Figura 38 Projeccedilatildeo do eixo a e em perspectiva do Bi12NiO19
10 20 30 40 50 60 70 80
Inte
nsid
ade (
ua
)
2(graus)
350 graus
Bi2O
3
Bi
Bi12
NiO19
20 25 30 35 40 45 50 55
58
O refinamento estrutural utilizando estas fases estaacute mostrado na Figura 39 e os valores
referentes aos paracircmetros de rede obtidos para o refinamento da fase Bi12NiO19 constam na
tabela 6
Figura 39 Padratildeo obtidos no refinamento pelo MR para amostra aquecida a 350 0C
Tabela 6 Paracircmetros da ceacutelula unitaacuteria da estrutura Bi12NiO19
A Figura 40 conteacutem as fotografias retiradas do forno do difratocircmetro antes e apoacutes a
realizaccedilatildeo da medida Eacute possiacutevel verificar que a amostra devido a dilataccedilatildeo volumeacutetrica e a
fusatildeo do bismuto transborda o porta amostra
Paracircmetros de Rede a = b=c=10258(8) Aring
Acircngulos α = β = γ = 900
Volume da ceacutelula 107966(2) Aring3
Grupo de simetria Cuacutebico
Grupo espacial I23
10 20 30 40 50 60 70 80
Inte
nsid
ade (
ua
)
2 (graus)
Calculado
Experimental
Residual
350 0C
20 25 30 35 40 45
59
Figura 40 Fotografia do forno do DRX antes a apoacutes a realizaccedilatildeo das medidas
43 Calorimetria Diferencial de Varredura (DSC)
Com a finalidade de estudar e melhor entender a evoluccedilatildeo estrutural da amostra
observada nas medidas in situ realizou-se medidas DSC conforme descrito nos procedimentos
experimentais a temperatura final foi de 550 oC
Na Figura 41 mostramos as medidas DSC feitas em diferentes taxas de aquecimento
realizadas na amostra moiacuteda por 19 horas Em todas as 4 medidas vemos comportamentos
exoteacutermicos e endoteacutermicos Os picos endoteacutermicos ocorreram a uma temperatura aproximada
de 270 0C temperatura essa equivalente ao ponto de fusatildeo do bismuto e foram atribuiacutedos a
fusatildeo do Bi ocorrida em duas etapas
Comparando-se os resultados obtidos nas medidas in situ onde observamos a nucleaccedilatildeo
de uma nova fase a partir da temperatura de 250 oC com os resultados obtidos no DSC podemos
concluir que o pico exoteacutermico presente no termograma corresponde agrave nucleaccedilatildeo da fase de
Bi2O3
Com a finalidade de calcular a energia de ativaccedilatildeo (Ea) necessaacuteria para promover essa
nucleaccedilatildeo aplicamos a metodologia proposta por Kissinger [2] Conforme indicado na Figura
41 as 4 medidas foram feitas com taxas de aquecimento de 25 5 10 e 20 oCmin
60
A Figura 42 mostra em detalhes a Figura 41 onde vemos os valores das temperaturas
de pico de cristalizaccedilatildeo (Tc) e as referidas taxas de aquecimento (120591) Como era esperado a
medida que a taxa de aquecimento aumenta a temperatura de pico tambem aumenta
Figura 41 Termograma DSC plotados em conjunto para os diferentes fluxos de calor
Figura 42 Espectros DSC com as temperaturas de pico e suas respectivas taxas de aquecimento
100 150 200 250 300 350 400 450 500 550
250Cmin
50Cmin
100Cmin
fluxo d
e c
alo
r (u
a)
Temperatura (0C)
200Cmin
exo
230 235 240 245 250 255 260 265 270 275 280 285
250Cmin
50Cmin
100Cmin
fluxo d
e c
alo
r (u
a )
Temperatura (0C)
242 0C
252 0C
266 0C
278 0C
200Cmin
exo
61
Com os dados fornecidos na Figura 42 pode-se calcular a energia de ativaccedilatildeo referente
a nucleaccedilatildeo da fase de Bi2O3 Plotando-se um graacutefico linear de ln(120591
1198791198882) versus
1
119879119888 onde o
coeficiente angular eacute (minus119864119886
119877) obteacutem-se a energia de ativaccedilatildeo A Figura 43 apresenta a
linearizaccedilatildeo da equaccedilatildeo 16 de onde se obteacutem a energia de ativaccedilatildeo do processo de nucleaccedilatildeo
do Bi2O3
Figura 43 Graacutefico linear do ln(120591
1198791198882) versus
1
119879119888
Logo considerando as relaccedilotildees anteriormente definidas eacute possiacutevel calcular a energia de
ativaccedilatildeo uma vez que m = (minus119864119886
119877) e R = 831 jmol K Desse modo a energia de ativaccedilatildeo
necessaacuteria para promover a nucleaccedilatildeo da fase Bi2O3 eacute de 12465 kJmol
A metodologia proposta permitiria tambeacutem calcular a energia de ativaccedilatildeo necessaacuteria
para cristalizar a fase amorfa as medidas de DSC foram planejadas ateacute a temperatura de
550 oC devido a limitaccedilotildees do equipamento poreacutem como fica evidente na Figura 41 natildeo se
observa nenhum pico exoteacutermico apoacutes os 350 oC que se possa estar associado a cristalizaccedilatildeo da
fase amorfa O pico exoteacutermico existente como jaacute mencionado ocorreu a uma temperatura que
variou de 242 0C agrave 278 0C e refere-se agrave nucleaccedilatildeo de fase
182 184 186 188 190 192 194
-115
-110
-105
-100
-95
ln (
T2 c)
1Tc (10
-3 k
-1)
62
44 Tratamento teacutermico
Apoacutes a realizaccedilatildeo das medidas de DRX in situ e das medidas de DSC a fase amorfa
ainda se encontrava presente assim foi realizado um tratamento teacutermico com a finalidade de
promover a cristalizaccedilatildeo da fase amorfa presente
O tratamento teacutermico foi realizado a uma taxa constante de 10 0Cmim ateacute a temperatura
de 800 0C com a atmosfera protegida por gaacutes argocircnio Na Figura 44 apresenta-se o difratograma
da amostra realizado apoacutes o do tratamento teacutermico vemos no detalhe que a acentuada elevaccedilatildeo
na linha de base entre a faixa de 2θ que vai de aproximadamente 26deg agrave 36deg e que corresponde
a fase amorfa desapareceu completamente
Figura 44 Difratograma da amostra apoacutes tratamento teacutermico
Para a amostra tratada termicamente foram identificadas trecircs fases similar ao observado
nas medias in situ a 350 oC foram identificadas a fase cuacutebica Bi12NiO19 a fase tetragonal de
Bi2O3 (ICSD no 41764) e a fase romboeacutedrica de Bismuto (ICSD no 64703) Na Figura 45
apresentamos o padratildeo observado plotado juntamente com o CIF das 3 fases identificadas
10 20 30 40 50 60 70 80
Inte
nsid
ad
e (
ua
)
2 (graus)
Pos Tratamento Teacutermico
20 25 30 35 40 45 50 55 60
63
Figura 45 Difratograma da amostra apoacutes tratamento teacutermico em conjunto com os CIFs de Bi Bi2O3 e
Bi12NiO19
Pode-se verificar no padratildeo do difratograma da Figura 45 que pelo formato da linha de
base obtida ocorreu a cristalizaccedilatildeo da fase amorfa e as fases identificadas correspondem aos
picos presentes no DRX da amostra
O refinamento realizado pelo MR confirmou a identificaccedilatildeo das fases contidas na
amostra no sentido da exata correspondecircncia entre os picos obtidos nos padrotildees calculados e
observados As fraccedilotildees das fases da amostra que sofreu tratamento teacutermico em comparaccedilatildeo com
as fraccedilotildees obtidas no DRX in situ estatildeo apresentados na tabela 7
Tabela 7 Fraccedilotildees das fases apoacutes tratamento teacutermico e DRX in situ a 350 oC
Fraccedilatildeo das fases Tratamento Teacutermico DRX in situ a 350 oC
Bi12NiO19 90 137
Bi2O3 89 20
Bi 11 663
10 20 30 40 50 60 70 80
Inte
nsid
ade (
ua
)
2 (graus)
Observado
Bi
Bi2O
3
Bi12
NiO19
25 30 35 40 45 50 55
64
O aumento da temperatura propicia a nucleaccedilatildeo das fases de Bi2O3 e Bi12NiO19 em
detrimento da diminuiccedilatildeo da fase Bi3Ni
O refinamento pelo meacutetodo de Rietveld para amostra que sofreu tratamento teacutermico
apresentou uma boa concordacircncia para os perfis calculado e experimental Nesse refinamento
foi utilizado o CIF modificado de Bi12NiO19 Na Figura 46 temos o padratildeo experimental e o
calculado obtidos no refinamento pelo MR
Figura 46 Padratildeo observado e experimental refinado pelo MR para amostra tratada termicamente
Compara-se na Figura 47 os difratogramas obtidos para amostra tratada termicamente e
para o DRX in situ a temperatura de 350 oC eacute possiacutevel identificar a correspondecircncia entre os
picos entretanto eacute notaacutevel a diferenccedila na linha de base do difratograma referente ao DRX in
situ contra o DRX da amostra submetida a tratamento teacutermico Pode-se concluir que para
ocorrer a cristalizaccedilatildeo da fase amorfa eacute necessaacuterio que a temperatura do tratamento teacutermico seja
superior a 550 0C
10 20 30 40 50 60 70 80
Inte
nsid
ade (
ua
)
2 (graus)
Calculado
Experimental
Residual
Pos Tratamento Teacutermico
65
Outro fenocircmeno perceptiacutevel eacute o deslocamento em 2θ da posiccedilatildeo dos picos O
difratograma da amostra que foi ao forno do DRX tem a posiccedilatildeo dos seus picos deslocados para
direita em comparaccedilatildeo ao observado no CIF do Bi12NiO19 e no DRX da amostra que passou
por tratamento teacutermico Podemos associar esse deslocamento a contraccedilatildeo do volume da ceacutelula
unitaacuteria Considerando o valor padratildeo do volume do composto Bi12NiO19 constante na tabela
5 ocorreu uma reduccedilatildeo de volume de aproximadamente 155 para amostra tratada
termicamente e uma variaccedilatildeo positiva de 005 para amostra do DRX in situ Na Figura 47
plotamos juntos os difratogramas da amostra tratada termicamente da amostra que realizou a
medida in situ a 350 0C e o CIF do Bi12NiO19
Figura 47 Difratogramas das amostras apoacutes tratamento teacutermico e DRX in situ em conjunto com o
CIF do Bi12NiO19
O tratamento teacutermico realizado produziu o resultado esperado cristalizando a fase
amorfa As fases presentes na amostra apoacutes a realizaccedilatildeo do tratamento estatildeo em conformidade
agraves encontradas nas medidas de DRX in situ
20 30 40 50 60 70 80
Bi
Inte
nsid
ade (
u a)
2 (graus)
Bi
20 25 30 35 40 45
66
5 CONCLUSAtildeO
A sintetizaccedilatildeo do composto nanoestruturado de Bi3Ni foi realizado de modo eficiente
apoacutes 13 horas de moagem mecacircnica
As medidas de difraccedilatildeo de Raio X possibilitaram acompanhar a evoluccedilatildeo estrutural e a
nucleaccedilatildeo da fase de Bi3Ni O refinamento realizado pelo Meacutetodo de Rietveld proporcionou a
quantificaccedilatildeo dos paracircmetros cristalograacuteficos tais como paracircmetros de rede volume da ceacutelula
unitaacuteria fraccedilatildeo das fases presentes e tamanho de cristalito Os fatores de qualidade e
convergecircncia alcanccedilaram valores satisfatoacuterios correspondendo a exata simulaccedilatildeo do padratildeo
observado
A anaacutelise teacutermica realizada por meio das medidas de DRX in situ permitiu o estudo da
estabilidade teacutermica e o acompanhamento da evoluccedilatildeo estrutural da amostra em funccedilatildeo da
temperatura Foi possiacutevel identificar duas novas fases presentes o Bi2O3 e Bi12NiO19 nucleadas
agraves custas da fase de Bi3Ni Na temperatura de 350 oC a amostra eacute composta das fases Bi12NiO19
Bi2O3 e Bi
As medidas de DSC realizadas ateacute a temperatura de 550 oC e com quatro diferentes
taxas de aquecimento foram utilizadas para se calcular com o uso da equaccedilatildeo de Kissinger a
energia de ativaccedilatildeo (Ea) necessaacuteria para promover a nucleaccedilatildeo do composto Bi12NiO19 que eacute de
12465 kJmol
O tratamento teacutermico no forno ateacute 800 oC promoveu o relaxamento dos defeitos e
tensotildees causadas durante a moagem mecacircnica e a cristalizaccedilatildeo da fase amorfa natildeo sendo mais
possiacutevel identificar no DRX realizado o perfil referente a essa fase Identificou-se novamente a
fase Bi12NiO19 aleacutem da ocorrecircncia das fases de Bi2O3 e Bi jaacute identificadas nas medidas de
DRX in situ confirmando a consistecircncia dos resultados obtidos por dois ensaios diferentes
Pocircde-se verificar o mesmo fenocircmeno em todos os ensaios que envolveram o
aquecimento da amostra Ao aquecer-se o Bi3Ni ocorre um processo de oxidaccedilatildeo que resulta
na formaccedilatildeo da fase de Bi2O3 e a fase de Bi12NiO19 todas associadas ao consumo de Bi da fase
Bi3Ni
Para realizaccedilatildeo de estudos futuros com o intuito de se obter a fase uacutenica de Bi3Ni
pode-se alterar ligeiramente as massas dos produtos com a adiccedilatildeo de um pouco de niacutequel
67
Pode-se melhorar o controle das condiccedilotildees de realizaccedilatildeo dos tratamentos teacutermicos com o
intuito de se evitar a oxidaccedilatildeo A realizaccedilatildeo de medidas de DSC ateacute a temperatura de 800 0C
poderaacute revelar picos exoteacutermicos e propiciar condiccedilotildees para se calcular a energia necessaacuteria
para promover a cristalizaccedilatildeo da fase amorfa
68
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10
fraacutegil trivalente cristalino de coloraccedilatildeo rosaacutecea que se assemelha quimicamente ao arsecircnio e
ao antimocircnio
Eacute o mais diamagneacutetico de todos os metais e com a condutividade teacutermica mais baixa
entre todos os elementos exceto do mercuacuterio De todos os metais eacute o que menos conduz
corrente eleacutetrica O bismuto possui ceacutelula unitaacuteria romboeacutedrica e grupo espacial R-3m
A Figura 1 ilustra a ceacutelula unitaacuteria do Bi projetada nos eixos a b c e em uma perspectiva que
possibilita uma visualizaccedilatildeo tridimensional do elemento [11]
Figura 1 Projeccedilatildeo dos eixos a b c e em perspectiva respectivamente do Bi (ICSD 64703)
O niacutequel eacute um elemento quiacutemico de siacutembolo Ni nuacutemero atocircmico 28 e de massa
atocircmica 587 gmol Na temperatura ambiente encontra-se no estado soacutelido possuindo
temperatura de fusatildeo de aproximadamente 1455degC Eacute um metal de transiccedilatildeo de coloraccedilatildeo
branco-prateada condutor de eletricidade e calor duacutectil e maleaacutevel sendo bastante resistente
a corrosatildeo A amostra utilizada neste trabalho possui ceacutelula unitaacuteria cuacutebica e grupo espacial
Fm-3m A Figura 2 ilustra a ceacutelula unitaacuteria do Ni projetada no eixo a e em uma perspectiva que
possibilita uma visualizaccedilatildeo tridimensional do elemento [11]
Figura 2 Projeccedilatildeo do eixo a e em perspectiva respectivamente do Ni (ICSD 41508)
11
Este trabalho teve como objetivos sintetizar por moagem mecacircnica o composto de
Bi3Ni nanoestruturado realizar o estudo de suas propriedades estruturais antes e apoacutes os
tratamentos teacutermicos As principais teacutecnicas experimentais usadas nesta dissertaccedilatildeo foram a
difraccedilatildeo de raios X (DRX) para acompanhamento da evoluccedilatildeo estrutural da amostra em funccedilatildeo
do tempo de moagem o refinamento dos paracircmetros estruturais pelo meacutetodo de Rietveld
medidas DSC e de DRX in situ para estudar a estabilidade teacutermica bem como o comportamento
estrutural da amostra em funccedilatildeo da temperatura e um tratamento teacutermico para cristalizar a fase
amorfa presente
12
2 FUNDAMENTACcedilAtildeO TEOacuteRICA
21 O composto Bi3Ni
O composto intermetaacutelico Bi3Ni possui estrutura ortorrocircmbica e grupo espacial Pnma
possuindo um arranjo octaeacutedrico onde os aacutetomos de bismuto formam a matriz e os aacutetomos de
niacutequel formam uma cadeia linear [12]
Na Figura 3 projeta-se a ceacutelula unitaacuteria do Bi3Ni nos eixos a b c respectivamente
Figura 3 Projeccedilatildeo dos eixos a b e c do composto Bi3Ni em verde estaacute representado os aacutetomos de
niacutequel cartatildeo ICSD nordm 391336
Na Figura 4 representa-se o arranjo octaeacutedrico da cadeia de Bi3Ni onde eacute possiacutevel
identificar a cadeia linear formada pelo niacutequel
Figura 4 Representaccedilatildeo em perspectiva do arranjo octaeacutedrico da cadeia de Bi3Ni (ICSD 391336)
13
Relata-se na literatura que os principais meacutetodos para a obtenccedilatildeo do composto Bi3Ni
satildeo eletrodeposiccedilatildeo por meio quiacutemico ou solidificaccedilatildeo raacutepida Trabalhos cientiacuteficos
descreveram que a produccedilatildeo da amostra de Bi3Ni ocorreu por fusatildeo dos compostos Bi e Ni num
forno de resistecircncia a 1100 degC durante 3 dias [13]
O composto intermetaacutelico Bi3Ni apresenta supercondutividade a temperatura criacutetica de
41 K e embora essa caracteriacutestica seja conhecida desde 1951 escassos trabalhos tinham sido
publicados ateacute o iniacutecio do seacuteculo XXI As pesquisas no campo da supercondutividade tecircm
produzido a cada dia compostos com maiores temperaturas criticas (Tc) tal fato tem ajudado
os pesquisadores a desvendar os misteacuterios envolvendo a supercondutividade a Tc maiores que
40K [1415]
Novos trabalhos envolvendo as propriedades supercondutoras do Bi3Ni voltaram a ser
objeto de estudo especialmente apoacutes a constataccedilatildeo que alguns materiais quando submetidos a
pressatildeo tem sua temperatura criacutetica aumentada ligas contendo Fe na base de oxypnictides
(classe de material que inclui o oxigecircnio ao 15deg grupo da tabela perioacutedica grupo do nitrogecircnio)
apresentaram Tc de 43 K tal elevaccedilatildeo foi tambeacutem constatada com a substituiccedilatildeo de alguns
elementos na composiccedilatildeo das ligas obtendo-se Tc de 55K (SmFeAsO1-xFx) [16]
Recentemente um composto que contem CeNi08Bi2 passou a ser estudado como
componente na formaccedilatildeo de compostos do grupo de oxypnictides Estudos com espectroscopia
de tunelamento revelaram que o Bi3Ni eacute um supercondutor fortemente ligado [17]
A supercondutividade e o ferromagnetismo dois estados fundamentais da mateacuteria
condensada observam-se como sendo altamente competitivos em quase todos os materiais
Interaccedilotildees predominantemente ferromagneacuteticas destroem a supercondutividade por criarem
uma transiccedilatildeo de fase reentrante como observado nos compostos ErRh4B4 HoMo6S8 Soacute
muitos poucos compostos que foram identificados ateacute agora mostram uma coexistecircncia destes
estados fundamentais concorrentes Dentro desse escasso grupo encontra-se o Bi3Ni
nanoestruturado no qual comprovou-se a coexistecircncia de supercondutividade e
ferromagnetismo [1819]
As propriedades termodinacircmicas do composto Bi-Ni continuam sendo alvo de estudos
Recentemente diversos trabalhos sobre esse tema foram publicados [2021] Esses trabalhos
descrevem a construccedilatildeo de diagramas de fases do Bismuto com os elementos metaacutelicos Fe Cr
e Ni de onde constata-se que a mostra com Fe e Cr tecircm leve solubilidade no Bi Para
14
temperaturas menores que 920 degC a solubilidade de Fe e Cr em Bi(Liacutequido) eacute menor que 10-3 em
at Por sua vez o niacutequel dissolve-se prontamente em Bi(L) O niacutequel eacute o uacutenico componente de
accedilo inoxidaacutevel que faz compostos intermetaacutelicos com Bi [12]
Pesquisas apontam para outras propriedades e aplicaccedilotildees de ligas ternaacuterias contendo os
elementos Bi e Ni A liga BiInNi contendo diversas proporccedilotildees estequiomeacutetricas foi estudada
sob a oacutetica de um possiacutevel potencial desse material como semicondutor [21]
Outra aplicaccedilatildeo recente utilizando o composto de bismuto e niacutequel vem despertando o
interesse tecnoloacutegico Sabe-se que esforccedilos crescentes tecircm sido realizados na busca por soldas
livres de chumbo adequadas devido agrave influecircncia prejudicial do chumbo ao ambiente e a sauacutede
humana As ligas agrave base de Sn com diferentes aditivos como Ag Bi Cu In Sb e Zn satildeo
potenciais candidatos como soldas livres de chumbo As ligas Sn-Bi com baixo ponto de fusatildeo
satildeo desenvolvidas para soldar os componentes sensiacuteveis agrave elevadas temperaturas [22]
Na Figura 5 apresenta-se o diagrama de fases do sistema Bi-Ni [23] Verifica-se que a
temperatura de fusatildeo do composto Bi3Ni em funccedilatildeo da maior quantidade de bismuto eacute menor
que a do composto BiNi
Figura 5 Diagrama de Fases Bi-Ni [23]
15
22 Estruturas Cristalinas
A estrutura dos materiais soacutelidos eacute resultado da natureza de suas ligaccedilotildees quiacutemicas a
qual define a distribuiccedilatildeo espacial de seus aacutetomos iacuteons ou moleacuteculas Parte dos materiais
comumente aplicados na engenharia exibe um arranjo geomeacutetrico de seus aacutetomos bem definido
constituindo assim uma estrutura cristalina Os materiais cristalinos independentemente do tipo
de ligaccedilatildeo que possuem satildeo aqueles que apresentam estrutura atocircmica tridimensional perioacutedica
de longo alcance
A partir da definiccedilatildeo de estrutura cristalina como sendo um conjunto de posiccedilotildees
atocircmicas iocircnicas ou moleculares repetitivas pode-se descrever o cristal partindo-se de uma
estrutura baacutesica que se repete ao longo de toda estrutura Essa estrutura denominada ceacutelula
unitaacuteria pode ser definida como a menor porccedilatildeo do cristal que ainda conserva as propriedades
originais dele Para definir a ceacutelula unitaacuteria adota-se valores especiacuteficos que satildeo associados agraves
unidades de medidas dos eixos de referecircncia e aos acircngulos entre esses eixos definidos como
paracircmetros de rede
Define-se entatildeo os sistemas cristalinos que incluem todas as possiacuteveis geometrias de
divisatildeo do espaccedilo por superfiacutecies planas continuas Soacute existem 7 tipos de sistemas cristalinos
que preenchem totalmente o espaccedilo Entretanto os sistemas cristalinos satildeo apenas entidades
geomeacutetricas Quando ldquocoloca-serdquo aacutetomos dentro desses sistemas formam-se redes
cristalinas[24]
Em 1848 o francecircs August Bravais demonstrou ser possiacutevel geometricamente a
construccedilatildeo de 14 tipos de ceacutelulas unitaacuterias isto eacute todas as redes cristalinas possiacuteveis podem
ser geradas por 14 tipos de ceacutelulas Essas redes satildeo chamadas redes de Bravais
Na Figura 6 pode-se identificar os 7 tipos de sistemas cristalinos (cuacutebico tetragonal
ortorrocircmbico romboeacutedrico monocliacutenico hexagonal e tricliacutenico) e as configuraccedilotildees possiacuteveis
para esses sistemas formando as 14 redes de Bravais [24]
16
Figura 6 As 14 redes de Bravais [24]
Os cristais podem ser classificados segundo os grupos pontuais de operaccedilotildees de simetria
que une suas faces Os grupos pontuais ou classes cristalinas representam a simetria ou
combinaccedilotildees de simetria que levam a um padratildeo de repeticcedilatildeo distinto Toda e qualquer
moleacutecula pode ser classificada em um dos 32 grupos pontuais possiacuteveis
Os 32 grupos pontuais possiacuteveis satildeo formados pelos 10 elementos baacutesicos de simetria e
mais 22 combinaccedilotildees entre estes Apenas 22 combinaccedilotildees satildeo possiacuteveis pois muitas levam a
repeticcedilotildees de simetria e outras satildeo incompatiacuteveis com a simetria cristalina ou seja os elementos
de simetria natildeo podem ser combinados arbitrariamente [24]
17
Uma vez que as operaccedilotildees de simetria de cada um dos 32 grupos pontuais
cristalograacuteficos satildeo aplicadas as 14 redes de Bravais tem-se 230 grupos espaciais que
descrevem de maneira uniacutevoca todo o arranjo de objetos idecircnticos dispostos num reticulo
perioacutedico infinito
23 Siacutentese Mecacircnica
Do ponto de vista termodinacircmico um cristal perfeito (um soacutelido livre de defeitos
estruturais fora do equiliacutebrio) eacute o soacutelido que apresenta a menor energia livre de Gibbs e suas
propriedades fiacutesicas satildeo bem determinadas Poreacutem na natureza eacute difiacutecil encontrar cristais livres
de defeitos Esses somente satildeo sintetizados em laboratoacuterios sob condiccedilotildees extremamente
controladas Eacute conhecido que as propriedades fiacutesicas de cristais possuindo defeitos apresentam
desvios em relaccedilatildeo agraves medidas para os cristais perfeitos Esses desvios satildeo tatildeo maiores quanto
maior for a concentraccedilatildeo de defeitos Uma variaccedilatildeo tambeacutem eacute verificada na energia livre de
Gibbs pois sabe-se que centros de defeitos armazenam energia em soacutelidos [2]
A siacutentese mecacircnica (SM) eacute uma teacutecnica de moagem de um mono poacute ou de uma mistura
de dois ou mais poacutes de um composto Eacute comum encontrar na literatura outro termo utilizado
para designar o tratamento de partiacuteculas em poacute no moinho de alta energia Normalmente
associa-se o termo siacutentese mecacircnica ou Mechanical Alloying (MA) ao processo no qual a
mistura de poacutes eacute moiacuteda em conjunto onde a transferecircncia de material que estaacute envolvida tem o
objetivo de se obter uma liga homogecircnea Por outro lado a moagem de poacutes tais como metais
puros onde a transferecircncia de material natildeo eacute necessaacuteria para a homogeneizaccedilatildeo denomina-se
simplesmente moagem mecacircnica ou Mechanical Milling (MM) [9]
De maneira praacutetica pode-se descrever o processo de siacutentese mecacircnica como a
colocaccedilatildeo da amostra no recipiente especiacutefico (normalmente chamado de jarro de moagem)
juntamente com esferas (preferencialmente do mesmo material que o recipiente) a realizaccedilatildeo
da selagem do recipiente para alguns materiais com o intuito de evitar a oxidaccedilatildeo ou ateacute
mesmo contaminaccedilatildeo realiza-se esse procedimento em um ambiente fechado (glove box) com
um gaacutes inerte e finalizando o processo tem-se a fixaccedilatildeo do recipiente no moinho e o iniacutecio do
processo de moagem [9]
18
Pode-se dividir fisicamente o processo de siacutentese mecacircnica de materiais em 4 estaacutegios
bem distintos [25]
I - Estaacutegio inicial as partiacuteculas satildeo deformadas plasticamente assumindo uma forma achatada
A ductilidade do material e energia fornecida no processo de moagem refletem diretamente na
intensidade dessa alteraccedilatildeo O acreacutescimo da aacuterea de superfiacutecie aumenta progressivamente a
probabilidade de soldagem a frio dessas partiacuteculas gerando um aumento do tamanho meacutedio da
partiacutecula
II ndash Segundo Estaacutegio as partiacuteculas satildeo soldadas a frio e requebradas favorecendo a formaccedilatildeo
de um poacute muito fino Eacute neste estaacutegio que ocorre tambeacutem a formaccedilatildeo de partiacuteculas compostas
denominadas de agregados Com o acuacutemulo de deformaccedilatildeo plaacutestica haacute um aumento do
encruamento e da resistecircncia mecacircnica das partiacuteculas Essa situaccedilatildeo aumenta a probabilidade
de fratura das partiacuteculas ou agregados
III ndash Terceiro Estaacutegio nesta fase um certo ldquoequiliacutebriordquo entre os processos de fratura e de
soldagem a frio eacute alcanccedilado Observa-se tambeacutem que as partiacuteculas alcanccedilam um tamanho fixo
Entretanto a energia livre de Gibbs continua a aumentar ateacute alcanccedilar uma saturaccedilatildeo
IV ndash Quarto Estagio eacute caracterizado pelo refinamento da microestrutura desses agregados
Na Figura 7 estatildeo ilustrados os quatro estaacutegios do processo de Siacutentese Mecacircnica
Figura 7 Representaccedilatildeo das fases presentes no processo de SM [25]
19
Eacute bem conhecido que a natureza procura estados fiacutesicos com a menor variaccedilatildeo da
energia livre de Gibbs Assim as substacircncias sob moagem mecacircnica podem ser transformadas
em novas substacircncias ou mudarem de fases cristalograacuteficas visando alcanccedilar esses estados de
menor energia Sabe-se que tais mudanccedilas envolvem determinados mecanismos fiacutesicos como
por exemplo difusatildeo atocircmica atraveacutes de contornos de gratildeos Os mecanismos fiacutesicos envolvidos
no processo SM ainda natildeo satildeo completamente entendidos [9]
Do ponto de vista estrutural cada poacute constituindo a mistura pode ser visto como sendo
formado por duas componentes uma cristalina que eacute sua estrutura cristalograacutefica original e
outra formada pelos centros de defeitos que eacute chamada de componente interfacial Em geral
nos materiais nanoestruturados a componente interfacial ou contornos de gratildeo podem
corresponder a ateacute 50 do volume do material [10]
A Figura 8 ilustra esquematicamente os cristalitos formado por ciacuterculos pretos e o
contorno de gratildeo por ciacuterculos brancos
Figura 8 Modelo de um material nanomeacutetrico Os ciacuterculos pretos e brancos representam
respectivamente a componente cristalina e a interfacial [10]
Embora a sistemaacutetica de preparaccedilatildeo e execuccedilatildeo da SM pareccedila ser simples o processo
possui diversas variaacuteveis que satildeo determinantes na qualidade e nas caracteriacutesticas do produto
final
A dimensatildeo das esferas utilizadas no processo interfere na eficiecircncia de moagem
Esferas grandes otimizam o processo desde que associadas a uma velocidade que permita a
20
transferecircncia da energia de impacto as partiacuteculas do poacute Aleacutem da dimensatildeo a massa das esferas
tambeacutem influencia no resultado final
A BPR (ball-to-powder weight ratio) ou razatildeo entre a massa das esferas e a massa do
poacute possui um efeito significante no tempo necessaacuterio para alcanccedilar uma fase particular na
amostra que estaacute sendo moiacuteda A BPR eacute inversamente proporcional ao tempo exigido na
moagem os valores de BPR podem variar de 11 ateacute valores de 220 1 Contudo BPR muito
grande pode gerar reaccedilotildees indesejaacuteveis como aumento na geraccedilatildeo de calor o que afetaria a
constituiccedilatildeo do poacute [2627]
A velocidade de rotaccedilatildeo do moinho estaacute diretamente associada agrave energia aplicada
atraveacutes de colisotildees das esferas com a amostra assim como na temperatura de processo da SM
Cada moinho possui uma velocidade criacutetica que define a otimizaccedilatildeo do desempenho do
processo Dessa forma deve-se analisar o quanto pode ser vantajoso ou prejudicial uma
temperatura elevada durante o processo da SM
Em alguns casos onde a difusatildeo eacute exigida para promover a homogeneizaccedilatildeo eou fusatildeo
do poacute pode ser vantajosa a elevaccedilatildeo da temperatura Poreacutem em outros casos o aumento da
temperatura pode acelerar o processo de transformaccedilatildeo e resultar na decomposiccedilatildeo de soluccedilotildees
soacutelidas supersaturadas ou outras fases metaestaacuteveis formadas durante a moagem tornando-se
uma desvantagem [26 27]
O paracircmetro mais importante para otimizaccedilatildeo do processo de siacutentese mecacircnica eacute a
determinaccedilatildeo do tempo de execuccedilatildeo Normalmente o tempo de moagem eacute escolhido com o
propoacutesito de conseguir um estado intermediaacuterio entre os estados de fratura e a fusatildeo a frio das
partiacuteculas do poacute A determinaccedilatildeo do tempo seraacute feita com base em vaacuterios paracircmetros como os
anteriormente mencionados Por isso eacute importante considerar que o niacutevel de contaminaccedilatildeo
pode aumentar e algumas fases indesejaacuteveis podem ser formadas quando o poacute eacute moiacutedo por
tempos maiores que o necessaacuterio [27]
A descriccedilatildeo das variaacuteveis adotadas durante o processo de SM eacute fundamental para
garantir a reprodutibilidade bem como para o estudo das influencias que cada paracircmetro pode
exercer sobre as caracteriacutesticas da amostra apoacutes o termino do processo [282930]
Assim apresenta-se na tabela 1 os principais paracircmetros relacionados a
reprodutibilidade do processo de siacutentese mecacircnica
21
Tabela 1 Principais variaacuteveis envolvidas no processo de siacutentese mecacircnica
24 Difraccedilatildeo de Raios X
A difraccedilatildeo de Raios X (DRX) eacute uma teacutecnica poderosa utilizada principalmente quando
se deseja realizar a caracterizaccedilatildeo estrutural de materiais Entretanto sua aplicaccedilatildeo eacute bem mais
ampla e versaacutetil sendo utilizada tambeacutem em aacutereas como a fiacutesica quiacutemica geologia
biotecnologia
Os raios X possuem energia suficiente para penetrarem nos soacutelidos e dessa forma se
mostram apropriados para investigarem estruturas internas Pode-se gerar raios X em
laboratoacuterio tanto pela desaceleraccedilatildeo dos eleacutetrons num alvo metaacutelico quanto pela excitaccedilatildeo dos
eleacutetrons dos aacutetomos alvo O primeiro processo fornece um espectro continuo e largo o segundo
fornece linhas acentuadas no espectro O meacutetodo normalmente utilizado nos equipamentos de
laboratoacuterio consiste em gerar os raios X fazendo com que um eleacutetron de alta energia gerado no
caacutetodo do tubo catoacutedico colida com um alvo metaacutelico acircnodo [31]
O feixe de raios X possui comprimento de onda (λ) caracteriacutestico que varia de acordo
com o material do acircnodo Para aplicaccedilotildees em cristalografia os comprimentos de onda mais
utilizados variam de 05 a 25 Ǻ Tal fato se justifica em virtude da proximidade desses valores
as menores distancias interatocircmicas observadas em materiais orgacircnicos e inorgacircnicos
PARAcircMETROS ENVOLVIDOS NO PROCESSO
1 Tipo de moinho usado
2 Tipo e material dos recipientes de moagem
3 Velocidade de moagem
4 Tempo de moagem
5 A BPR
6 Atmosfera de moagem
7 Agentes de controle de processo
8 Temperatura de moagem
22
O processo fiacutesico de espalhamento de difraccedilatildeo de raios X eacute o espalhamento elaacutestico dos
foacutetons pelos aacutetomos do material analisado que estatildeo dispostos na rede cristalina O
espalhamento ocorre quando o feixe de raios X atinge as nuvens eletrocircnicas que formam os
planos de um soacutelido cristalino em um determinado acircngulo onde uma porccedilatildeo da radiaccedilatildeo eacute
espalhada pela camada de aacutetomos superficiais e a outra parte do feixe natildeo espalhada penetra
na segunda camada de aacutetomos onde outra fraccedilatildeo eacute espalhada e o restante passa para terceira
camada e assim sucessivamente [3132] Pode-se observar uma representaccedilatildeo desse fenocircmeno
na Figura 9
Figura 9 Representaccedilatildeo geomeacutetrica da Lei de Bragg [28]
A teoria baacutesica que define o estudo de materiais cristalinos por difraccedilatildeo de raios X
baseia-se no princiacutepio de que as distribuiccedilotildees espaciais dos eleacutetrons no material definem
diferentes planos atocircmicos portanto esses planos atocircmicos espalham os raios X ndash vistos como
ondas ndash causando interferecircncia construtiva e destrutiva que se manifestam no padratildeo de raios
X como maacuteximos e miacutenimos respectivamente [33]
A ocorrecircncia de maacuteximos e miacutenimos pode ser explicada utilizando-se a Lei de Bragg
Utilizando o auxiacutelio geomeacutetrico da Figura 9 pode-se verificar que o caminho oacutetico percorrido
pelos raios X incidentes no primeiro plano do material eacute diferente do caminho percorrido pelos
feixes refratados no segundo plano A diferenccedila de caminho (δ) pode ser descrita como
δ = 2dhkl119904119890119899120579 (1)
Essa diferenccedila de percurso gera uma diferenccedila de fase (∆120593) entre as ondas refletidas que pode
ser expressa por
23
∆120593 = 2120587 δλfrasl (2)
onde λ eacute o comprimento de onda do feixe de raios X incidente Para um cristal perfeito e infinito
haveraacute interferecircncia construtiva somente quando δ = nλ onde n eacute um nuacutemero inteiro
Dessa forma a condiccedilatildeo para ocorrecircncia de interferecircncia construtiva pode ser expressa como
2119889ℎ119896119897119904119890119899120579 = 119899 λ (3)
Essa relaccedilatildeo eacute conhecia como a Lei de Bragg
Desse modo se o cristal for rotacionado cada conjunto de planos iraacute difratar a radiaccedilatildeo
quando o valor de 2dsenθ satisfizer a equaccedilatildeo Assim os dados de difraccedilatildeo satildeo coletados para
o cristal como um todo O arranjo de feixes difratados considerados em conjunto eacute
denominado padratildeo de difraccedilatildeo de cristal Se o material analisado estiver na forma de um poacute
de pequenos cristalitos aleatoriamente arranjados cada cristalito iraacute produzir seu proacuteprio padratildeo
de difraccedilatildeo [34]
Um ponto importante a ser considerado eacute que a intensidade determinada
experimentalmente definida como a intensidade total de cada difraccedilatildeo e que corresponde as
aacutereas delimitadas pelas respectivas curvas eacute maior que a prevista pela Lei de Bragg Tal
diferenccedila entre o padratildeo real e o previsto por Bragg reside no fato de o cristal natildeo ser perfeito
e nem infinito aleacutem dos feixes de raios X natildeo serem totalmente monocromaacuteticos e a radiaccedilatildeo
incidente natildeo corresponder a feixes perfeitamente paralelos Por tudo isso ao se observar um
padratildeo de raios X verifica-se que os picos possuem a forma de uma funccedilatildeo Gaussiana e natildeo a
de uma funccedilatildeo delta como previsto pela lei de Bragg Assim para valores ligeiramente
diferentes dos acircngulos de Bragg ocorreraacute tambeacutem difraccedilatildeo [35]
Se o material analisado for um liacutequido ou um soacutelido natildeo cristalino (amorfo) o padratildeo
obtido se caracteriza por uma quase completa ausecircncia de periodicidade uma certa ordem
apenas a pequenas distacircncias (de curto alcance) e uma preferecircncia estatiacutestica para uma distacircncia
interatocircmica particular Como consequecircncia os padrotildees tendem a possuir apenas um ou dois
picos alargados
Na Figura 10 ilustra-se as diferenccedilas tiacutepicas observadas nos padrotildees de difraccedilatildeo para
amostras de um cristal perfeito (A) um cristal real (B) e um liquido ou material amorfo (C)
24
Figura 10 Padratildeo de difraccedilatildeo para Cristal perfeito cristal real e liquido ou amorfo respectivamente
O estudo da direccedilatildeo e da intensidade do feixe difratado eacute importante pois permite obter
conclusotildees sobre o fator de estrutura de materiais cristalinos e de materiais amorfos As
intensidades relativas da difraccedilatildeo de estruturas cristalinas dependem do conteuacutedo da ceacutelula
unitaacuteria quanto ao nuacutemeros de eleacutetrons nos aacutetomos posiccedilotildees atocircmicas e da distribuiccedilatildeo
eletrocircnica nos aacutetomos Tem-se entatildeo o fator de estrutura que estaacute diretamente relacionado com
a intensidade das ondas espalhadas no fenocircmeno de difraccedilatildeo em materiais
241 Difratocircmetro
O difratocircmetro eacute constituiacutedo basicamente por um tubo de raios X um porta amostra
onde se incide a radiaccedilatildeo e um detector moacutevel Nos equipamentos modernos a geometria de
Bragg-Brentano se manteacutem com a diferenccedila de que a amostra permanece na posiccedilatildeo horizontal
podendo se movimentar apenas quando se utiliza um sistema de rotaccedilatildeo horizontal sobre o eixo
da amostra Nessa geometria um feixe de radiaccedilatildeo monocromaacutetica incide na amostra em forma
de poacute rotacionada de um acircngulo θ enquanto os dados satildeo coletados por um detector que se
move de 2θ [3637]
Uma representaccedilatildeo esquemaacutetica do funcionamento de um difratocircmetro pode ser vista
na Figura 11 Neste esquema verifica-se que o feixe de Raios X gerado pela fonte (A) sai do
tubo passando pela janela de beriacutelio em forma de uma linha O mesmo passa pela fenda soller
de placas paralelas passando em seguida pela fenda divergente e pela maacutescara que controlam
25
a aacuterea dos Raios X que incidem sobre a amostra (B) O feixe difratado passa pelas fendas anti-
espalhamento de recebimento e soller incidindo no detector (C) apoacutes passar por um
monocromador [353637]
Figura 11 Representaccedilatildeo esquemaacutetica de um Difratocircmetro [35]
As fendas soller tecircm como funccedilatildeo diminuir a divergecircncia axial de um feixe de raios X
A fenda divergente eacute utilizada para limitar a divergecircncia lateral do feixe de raios X de modo
que a superfiacutecie da amostra receba o maacuteximo possiacutevel da radiaccedilatildeo e ao mesmo tempo a
irradiaccedilatildeo do porta amostra seja evitada A maacutescara tem a funccedilatildeo de limitar a aacuterea linear
iluminada sobre a amostra [3839]
O feixe difratado eacute normalmente expresso atraveacutes de picos que se destacam do
background (ou linha de base) registrados num difratograma de intensidade versus o acircngulo
2θ As intensidades obtidas em acircngulos 2θ representadas atraveacutes dos picos nos difratogramas
correspondem agrave difraccedilatildeo do feixe incidente por um determinado conjunto de planos do cristal
que possuem mesma distacircncia interplanar cada qual com iacutendices de Miller hkl (reflexotildees hkl)
A intensidade a posiccedilatildeo angular (2θ) ou distacircncia interplanar (d) e o perfil satildeo as informaccedilotildees
obtidas de cada pico Cada composto cristalino apresenta um padratildeo difratomeacutetrico
caracteriacutestico permitindo sua identificaccedilatildeo atraveacutes das posiccedilotildees angulares e intensidades
relativas dos picos difratados [3639]
Na tabela 2 apresentam-se alguns fatores instrumentais e seus efeitos sobre as posiccedilotildees
forma e larguras dos picos de difraccedilatildeo [414243]
26
Tabela 2 Relaccedilatildeo entre os fatores instrumentais e os efeitos sobre os picos de DRX
25 Meacutetodo de Rietveld
O fiacutesico holandecircs Hugo M Rietveld desenvolveu em 1969 um meacutetodo para refinar
estruturas cristalinas a partir de modelos teoacutericos e de padrotildees de raios X (DRX) ou de necircutrons
[44 45]
O modelo matemaacutetico utilizado no Meacutetodo de Rietveld (MR) refina os perfis teoacutericos
dos picos de difraccedilatildeo de forma que estes perfis se aproximem dos perfis medidos O refinamento
possibilita determinar as propriedades cristalograacuteficas do material analisado como por
exemplo orientaccedilotildees preferenciais (textura) em alguns casos o tamanho meacutedio e a
microdeformaccedilatildeo de cristalitos e as dimensotildees da cela unitaacuteria [44]
Para executar o refinamento de estruturas o MR faz comparaccedilotildees do perfil real de uma
amostra (o observado ou experimental) com espectros teoacutericos calculados a partir de misturas
hipoteacuteticas de fases (o calculado) Compara-se pontualmente os valores obtidos atraveacutes da
diferenccedila entre as intensidades
Os valores satildeo ajustados utilizando-se o meacutetodo dos miacutenimos quadrados ateacute se
conseguir a melhor concordacircncia possiacutevel do padratildeo experimental com o calculado [46]
A diferenccedila entre as intensidades isto eacute a quantidade minimizada no refinamento eacute dada
pela seguinte expressatildeo
Sy = sum 120596119894(119910119894 minus 119910119888119894)2
119894 (4)
FATOR INSTRUMENTAL EFEITO SOBRE O PICO
Alinhamento e colimaccedilatildeo do feixe Afeta na largura e simetria dos picos
Excentricidade da amostra Influecircncia a largura e posiccedilatildeo dos picos
Planaridade da superfiacutecie da
amostra Produz assimetria dos picos em baixos acircngulos
Absorccedilatildeotransparecircncia da amostra Causa deslocamento dos picos alargamento e assimetria
principalmente em amostras com coeficientes de absorccedilatildeo
Tamanho das partiacuteculas e micro
deformaccedilatildeo da rede Causa variaccedilatildeo na largura e forma dos picos
27
Onde 120596119894 representa a intensidade observada no i-eacutesimo ponto (sendo expresso por 120596119894 =
1 119910119894frasl ) e 119910119894 representa a intensidade observada e 119910119888119894 a intensidade calculada [46]
As medidas precisas de intensidades dadas em intervalos de 2θ o incremento de 2θ
constante um modelo inicial proacuteximo a estrutura real da amostra satildeo alguns requisitos que
devem ser analisados antes de se iniciar o refinamento
Deve-se ficar claro que o MR natildeo se trata de um software os programas satildeo utilizados
para realizar os caacutelculos matemaacuteticos requeridos pelo meacutetodo Existem diversos programas
computacionais que usam o MR dentre eles o pacote de programas GSAS (General Structure
Analysis System) [47] e o EXPGUI [48]
Para se descrever o formato dos picos de DRX de materiais nanoestruturados
recomenda-se utilizar a funccedilatildeo perfil pseudo-Voigt de Thompson-Cox-Hasting modificada
(funccedilatildeo de perfil CW 4 no pacote GSAS [47]) que considera o modelo anisotroacutepico de Stephens
e efeitos de textura [4950]
Nesta funccedilatildeo de perfil a largura a meia altura (FWHM) das partes gaussiana (ΓG) e
Lorentziana (ΓL) eacute expressa da seguinte forma
Γ119866 = [(119880 + (1 minus 120578)2119889ℎ1198961198974 Γ119878
2(ℎ119896119897))1199051198861198992120579 + 119881119905119886119899120579 + 119882 +119875
1198881199001199042120579]
12
(5)
e
Γ119871 = 120578119889ℎ1198961198972 Γ119878(ℎ119896119897) 119905119886119899120579 +
119883+119883119890119888119900119904120601
119888119900119904120579 (6)
Onde dhkl eacute a distacircncia entre os planos da rede e θ eacute o acircngulo de Bragg Na parte gaussiana os
paracircmetros V e W dependem dos instrumentos Os paracircmetros P e o termo X + Xecosφ
descrevem respectivamente as contribuiccedilotildees Gaussianas e Lorentzianas para o tamanho de
cristalito Os paracircmetros P e X correspondem ao tamanho de cristalito isotroacutepico enquanto Xe
expressa efeitos de tamanho de cristalito anisotroacutepicos φ eacute o acircngulo entre o vector de reflexatildeo
e o seu respectivo eixo de ampliaccedilatildeo
O paracircmetro de tensatildeo isotroacutepica U e o paracircmetro de tensatildeo anisotroacutepica ΓS (hkl)
expressam o alargamento de pico causado por deformaccedilotildees na rede cristalina ΓS (hkl) eacute uma
28
funccedilatildeo do alargamento (hkl) e depende da simetria de cristal [4950] O paracircmetro η eacute um
coeficiente de mistura que determina as contribuiccedilotildees do alargamento gaussiano (η = 0) e
Lorentziano (η = 1)
O tamanho de cristalito aparente pode ser determinado pela formula de Scherrer
Considerando o refinamento de todos esses paracircmetros para ajustar as larguras de linha e
assumindo que a contribuiccedilatildeo da distribuiccedilatildeo de tamanho de cristalitos eacute anisotroacutepica isto eacute
fazendo P = 0 na equaccedilatildeo 5 pode-se calcular o tamanho de cristalito (lang119889rang) pela seguinte foacutermula
[52]
lang119889rang =(18000119870120582)
119871119909120587 (7)
Considerando tambeacutem que as microtensotildees satildeo isotroacutepicas e fazendo ΓS (hkl) =0 na
equaccedilatildeo 6 pode-se calcular seu percentual pela foacutermula contida no Manual do GSAS [52]
assim a microdeformaccedilatildeo (ε) pode ser expressa por
120576 =120587
18000radic(81198971198992)(119866119880 minus 119866119880119900)100 (8)
Onde GUo eacute o valor previamente obtido do material padratildeo utilizado na calibraccedilatildeo do
equipamento Os valores obtidos para a amostra padratildeo satildeo considerados como iniciais para
paracircmetros ajustaacuteveis e mantidos fixos para os demais durante o ajuste de difratogramas de
amostras em estudo [53]
Durante o refinamento pelo meacutetodo de Rietveld um conjunto de paracircmetros varaacuteveis eacute
calculado e refinado em relaccedilatildeo aos dados digitalizados do difratograma abaixo apresenta-se
um breve detalhamento desses paracircmetros [414243]
29
1- Fator de escala corresponde agrave correccedilatildeo de proporcionalidade entre o padratildeo
difratomeacutetrico calculado e o observado
2- Linha de base (background) eacute corrigida a partir de dados coletados no proacuteprio
difratograma e da interpolaccedilatildeo entre estes pontos Eacute importante conhecer o
comportamento da linha de base jaacute que esta fornece informaccedilotildees a respeito da presenccedila
de fases amorfas na amostra e pode ser incluiacuteda em uma rotina de quantificaccedilatildeo das
fases envolvidas
3- Perfil de pico conjunto de funccedilotildees analiacuteticas em que se modelam efeitos relacionados
ao perfil Algumas equaccedilotildees analiacuteticas satildeo propostas para corrigir estes efeitos como
as equaccedilotildees Gaussiana Lorentziana e de assimetria
4- Paracircmetros da ceacutelula Podem ser corrigidos pela Lei de Bragg (nλ=2dsenθ) onde o
espaccedilamento d estaacute relacionado aos iacutendices de Miller e portanto aos paracircmetros de
ceacutelula (a b c α β γ) A indexaccedilatildeo dos picos eacute feita levando-se em conta os paracircmetros
da ceacutelula e a intensidade calculada o que mostra certa vantagem em relaccedilatildeo a teacutecnicas
convencionais pois todos os paracircmetros que influenciam na discrepacircncia dos valores
de d satildeo refinados conjuntamente com os das intensidades
5- Fator de estrutura os paracircmetros variaacuteveis deste fator satildeo posiccedilotildees atocircmicas fatores
de temperatura isotroacutepicos ou anisotroacutepicos e o nuacutemero de ocupaccedilatildeo
6- Deslocamento paracircmetros de correccedilatildeo dos deslocamentos devido agrave fuga do ponto focal
da oacuteptica do difratocircmetro
7- Orientaccedilatildeo preferencial correccedilatildeo de problemas gerados na preparaccedilatildeo de amostra
Trabalhos da literatura mostram que a reduccedilatildeo computacional da orientaccedilatildeo preferencial
tem eficiecircncia limitada daiacute a preocupaccedilatildeo em controlar este efeito durante a preparaccedilatildeo
da amostra
30
251 Iacutendices de avaliaccedilatildeo da qualidade do refinamento
A qualidade do refinamento deve ser verificada atraveacutes de indicadores estatiacutesticos
numeacutericos que satildeo utilizados durante o processo iterativo (caacutelculos) e apoacutes o teacutermino deste
para aferir se o refinamento estaacute se procedendo de modo satisfatoacuterio [46]
Os refinamentos realizados no software GSAS [47] devem ser acompanhados no que
diz respeito a convergecircncia ao miacutenimo global por iacutendices de confiabilidade para julgar a
qualidade dos mesmos dentre eles o Rwp (R ponderado) e o 1205362 chamado de ldquogoodnees of fit
os quais estatildeo relacionados com o perfil do difratograma [46]
O Rwp eacute expresso por
119877119908119901 = ( radicsum 120596119894(119910119894minus 119910119888119894)2
119894
sum 120596119894(119910119894)2119894
) 119909 100 (9)
O denominador do Rwp eacute a funccedilatildeo de minimizaccedilatildeo (equaccedilatildeo 4) Esse eacute o iacutendice que deve
ser analisado para verificar se o refinamento estaacute convergindo Se o valor de Rwp estaacute
diminuindo entatildeo o refinamento estaacute sendo bem-sucedido Bons refinamentos fornecem
valores de Rwp da ordem de 2 a 10 tipicamente se encontram entre 10 e 20 [46]
O Rexp eacute o valor estatisticamente esperado sendo expresso conforme [54]
119877119890119909119901 = [(119873minus119875)
sum 119908119894(119910119894(119900119887119904))sup2]
12frasl
(10)
Por sua vez o 1205362 eacute definido como
1205942 = 119877119908119901
119877119890119909119901 (11)
Trata-se de um iacutendice frequentemente utilizado estando relacionado agrave qualidade do
ajuste entre o difratograma calculado e o observado Espera-se que seu valor seja equivalente a
10 em um refinamento perfeito sendo que na praacutetica valores em torno de 50 caracterizam
refinamentos otimizados [43] O Rexp utilizado para se determinar o valor de 1205362 eacute o valor
estatisticamente esperado para o Rwp
31
252 GSAS-EXPGUI
O diagrama de blocos da Figura 12 descreve os procedimentos a serem seguidos para se
iniciar um refinamento no software EXPGUI [48]
Figura 12 Diagrama de blocos com ordem dos procedimentos para iniacutecio do refinamento no EXPGUI
Iniciar o programa
Adicionar as fases
Inserir o Difratograma Experimental
Inserir o arquivo PRM
Escolha da funccedilatildeo de background
powpref
genles
Abertura do programa com criaccedilatildeo de um novo arquivo referente ao
refinamento que seraacute iniciado
A adiccedilatildeo das fases presentes na amostra normalmente utiliza-se arquivos
com as informaccedilotildees cristalograacuteficas com a extensatildeo cif
Insere-se o arquivo contendo o difratograma experimental (com a extensatildeo
gsas)
Inserir o PRM O arquivo PRM conteacutem informaccedilotildees instrumentais do
difratocircmetro utilizado como por exemplo o nome do difratocircmetro o
comprimento de onda da radiaccedilatildeo utilizada a polarizaccedilatildeo e os paracircmetros de
perfil relacionados ao alargamento instrumental
O passo seguinte eacute a escolha da funccedilatildeo de background e o nuacutemero de termos
que se iraacute utilizar O programa dispotildee de 8 tipos de funccedilotildees background Na
sequecircncia deve-se escolher a funccedilatildeo de perfil que iraacute modelar os picos de
difraccedilatildeo O GSAS possui cinco funccedilotildees Nesse trabalho utilizou-se a funccedilatildeo
nuacutemero 4
Preparar e carregar os dados
Prepara para rodar os ciclos de refinamento
32
Concluiacutedo os processos descritos na Figura 12 inicia-se o refinamento dos paracircmetros
vale ressaltar que a utilizaccedilatildeo da funccedilatildeo perfil pseudo-Voigt de Thompson-Cox-Hasting
modificada embora seja mais interessante para refinamentos de estruturas ela pode apresentar
alguma complicaccedilatildeo devido agrave grande quantidade de paracircmetros altamente correlacionados (GU
GV GW GP LX) que tornam a convergecircncia um desafio agrave paciecircncia
Entretanto a sua aplicaccedilatildeo pode ser significativamente simplificada se um refinamento
preacutevio de uma amostra padratildeo for realizado e os paracircmetros instrumentais obtidos forem
usados como paracircmetros iniciais para o refinamento do material desejado [46]
Na Figura 13 apresenta-se um print da interface do EXPGUI Durante os procedimentos
de refinamento
Figura 13 Interface do EXPGUI para refinamento dos paracircmetros
Para refinamento dos paracircmetros o conhecimento da correlaccedilatildeo de cada fator torna mais
faacutecil o sucesso e a qualidade final do refinamento Escolhendo-se a funccedilatildeo de perfil 4 tem-se as
seguintes correlaccedilotildees mostradas na tabela 3
33
Tabela 3 Correlaccedilotildees e definiccedilotildees para as variaacuteveis envolvidas no refinamento pelo MR no EXPGUI
PARAcircMETRO CORRELACcedilAtildeO NO MODELO REFINADO
GV e GW Definem a largura da gaussiana relacionada ao alargamento instrumental
GU Define a largura da gaussiana relacionada agrave micro deformaccedilatildeo da rede
GP Define a largura da gaussiana relacionada ao tamanho de cristalito
LX Define a largura da lorentziana relacionada ao tamanho de cristalito
PTEC Avalia a anisotropia do tamanho de cristalito relacionada ao alargamento de
Lorentz
SHKL Define a micro deformaccedilatildeo da rede relacionada ao alargamento de Lorentz Seu
nuacutemero de termos depende da simetria de Laue
TRNS Descreve a profundidade de penetraccedilatildeo dos raios X em uma amostra
SHFT Determina o deslocamento em 2θ devido agrave posiccedilatildeo da amostra no porta amostra
SFEC Avalia a anisotropia quando haacute falhas de empilhamento da rede
ETA Eacute o termo de mistura entre as contribuiccedilotildees de Gauss e de Lorentz
SL e HL Satildeo termos de assimetria relacionados agrave divergecircncia axial
25 Calorimetria Diferencial de Varredura
A calorimetria diferencial de varredura (Differential Scanning Calorimetry- DSC) eacute um
meacutetodo de medida bem estabelecido e usado numa ampla escala em diferentes aacutereas de
pesquisa Com as medidas de DSC eacute possiacutevel investigar a evoluccedilatildeo teacutermica dos materiais e
tambeacutem avaliar grandezas como pureza capacidade teacutermica calor de transiccedilatildeo transiccedilotildees
viacutetreas relaxaccedilatildeo teacutermica [2]
O sistema DSC consiste na detecccedilatildeo de um sinal eleacutetrico gerado pela diferenccedila de
temperatura entre o material de referecircncia cujo comportamento com a temperatura eacute conhecido
e o material que estaacute sendo investigado (amostra) O DSC eacute um meacutetodo calorimeacutetrico no qual
satildeo medidas diferenccedilas de energia A Figura 14 ilustra a configuraccedilatildeo de um DSC
34
Figura 14 Ilustraccedilatildeo da configuraccedilatildeo de um DSC
As curvas construiacutedas com os dados DSC permitem identificar substacircncias construir
diagramas de fase aleacutem de determinar a fraccedilatildeo de cristalinidade dos materiais A amostra natildeo
inerte pode sofrer periodicamente fenocircmenos de absorccedilatildeo ou geraccedilatildeo de calor em funccedilatildeo do
tempo temperatura e posiccedilatildeo do meio Entre os processos de absorccedilatildeo de calor (endoteacutermicos)
pode-se destacar a fusatildeo a sublimaccedilatildeo a adsorccedilatildeo e entre os processos de geraccedilatildeo de calor
(exoteacutermicos) destacam-se a cristalizaccedilatildeo e a desorccedilatildeo
De acordo com o fenocircmeno ocorrido com a amostra no interior do equipamento a curva
gerada poderaacute apresentar picos endoteacutermicos ou exoteacutermicos a associaccedilatildeo dos dados com um
diagrama de fases um DRX ou outra teacutecnica poderaacute ser necessaacuterio para se extrair informaccedilotildees
consistentes A Figura 15 ilustra as possiacuteveis configuraccedilotildees encontradas em uma curva tiacutepica
de DSC
Figura 15 Representaccedilatildeo graacutefica dos padrotildees geneacutericos de picos apresentados no DSC
35
Dentre os possiacuteveis fenocircmenos apresentados por uma amostra em um DSC pode-se
obter picos exoteacutermicos ou endoteacutermicos Pode-se calcular a energia de ativaccedilatildeo (Ea) necessaacuteria
para promover a cristalizaccedilatildeo ou a nucleaccedilatildeo de uma fase Para tanto eacute necessaacuterio conhecer
valores de temperaturas de pico de cristalizaccedilatildeo (Tc) medidas para diferentes taxas de
aquecimento constantes (τ) e aplicar esses valores na equaccedilatildeo de Kissinger mostrada abaixo
[2]
119897119899 (τ
1198791198882) = minus
119864119886
119877119879119888+ 119888 (12)
onde R = 831 Jmol K eacute a constante molar dos gases e c eacute uma constante arbitraria
36
3 PROCEDIMENTOS EXPERIMENTAIS
31 Produccedilatildeo da Amostra
Para produccedilatildeo da amostra de Bi3Ni utilizou-se a formula AxBy onde x + y =100 e as
relaccedilotildees abaixo descritas as quais permitem encontrar os valores em fraccedilatildeo da massa de cada
componente
119872119879119900119905119886119897 = (119909
119909+119910) 119872119860 + (
119910
119909+119910) 119872119861
119876119860 = (119909
119909+119910)
119872119860
119872119879119874119879119860119871 e (13)
119876119861 = (119910
119909 + 119910)
119872119861
119872119879119874119879119860119871
onde MTotal = massa total a ser pesada MA = massa do elemento A (constante na Tabela
Perioacutedica) MB = massa do elemento B (constante na Tabela Perioacutedica) QA = fraccedilatildeo da massa
do elemento A a ser pesada e QB = fraccedilatildeo da massa do elemento B a ser pesada
Considerando-se as relaccedilotildees acima a amostra composta pelos elementos quiacutemicos
Niacutequel (Ni) e Bismuto (Bi) foi produzida com a massa total de 3 gramas sendo 026 gramas
de Ni (Alfa Aesar com 9995 de pureza e com tamanho de partiacutecula de minus100 mesh) e 274
gramas de Bi (Alfa Aesar com 9995 de pureza e com tamanho de partiacutecula de minus100 mesh)
Para pesagem foi utilizada a balanccedila eletrocircnica de alta precisatildeo (001mg) SHIMADZU modelo
(AUW220D)
32 Siacutentese Mecacircnica
Apoacutes a preparaccedilatildeo da amostra iniciou-se a fase da moagem mecacircnica Para tal utilizou-
se o moinho High Energy Ball Mill Emax da Retsch pertencente ao Laboratoacuterio de Siacutentese e
Caracterizaccedilatildeo de Nanomateriais (LSCN) do IFAM O moinho Emax combina vantagens de
diversos tipos de moinho tais como impacto de alta frequecircncia (moinho oscilante) atrito
37
intenso (moinho oscilante de discos) e movimentos rotativos controlados do vaso de moagem
(moinho de bolas planetaacuterio) o que proporciona um oacutetimo desempenho [55]
Na Figura 16 satildeo mostradas as imagens do moinho na imagem agrave esquerda observa-se a posiccedilatildeo
de fixaccedilatildeo dos dois jarros de moagem
Figura 16 Moinho High Energy Ball Mill Emax
Os suportes de cada vaso satildeo afixados sobre dois discos que giram no mesmo sentido
movendo assim os vasos por uma trajetoacuteria circular sem que estes modifiquem sua orientaccedilatildeo
A accedilatildeo combinada da geometria dos vasos e da mecacircnica do movimento gera um forte atrito
entre as bolas a amostra e as paredes do vaso bem como uma elevada aceleraccedilatildeo que lanccedila as
bolas com forte impacto contra a amostra junto agraves paredes do vaso Disso resulta uma melhor
mistura das partiacuteculas e uma menor granulometria final [55]
O moinho possui um sistema de resfriamento por aacutegua permitindo que a elevada
aplicaccedilatildeo de energia possa ser aproveitada com eficiecircncia no processo de moagem sem que a
amostra se superaqueccedila
A amostra foi colocada no jarro de moagem juntamente com 3 esferas de accedilo inoxidaacutevel
com massa total de 2092 g resultando numa BPR aproximada de 71 O jarro de moagem foi
levado a glove box onde foi realizado o vaacutecuo do ambiente com a posterior injeccedilatildeo de gaacutes
Argocircnio e a selagem do vaso de moagem Esse procedimento teve como objetivo evitar uma
possiacutevel oxidaccedilatildeo da amostra durante a moagem mecacircnica
38
Na Figura 17 eacute possiacutevel visualizar o jarro de moagem em dois momentos sendo o
primeiro entes do fechamento com as esferas e a amostra e posteriormente durante o processo
de fechamento dentro da glove box
Figura 17 Preparaccedilatildeo e selagem do vaso de moagem
O primeiro processo de moagem da mistura foi realizado durante uma hora Apoacutes esse
tempo o jarro foi aberto e feito uma Difraccedilatildeo de Raios X (DRX) da amostra Seguiu-se entatildeo
para selagem do vaso de moagem e preparaccedilatildeo para novo ciclo de moagem O intervalo de
moagem passou a ser de 3 horas sendo realizado em trecircs etapas de 1 hora entre cada etapa
houve um intervalo de 5 minutos para resfriamento da amostra realizadas sem abertura do jarro
de moagem
No procedimento foi utilizada a rotaccedilatildeo de 1000 rpm a temperatura do vaso variou de
27 degC agrave 39 degC no final da moagem Apoacutes as 3 horas de moagem o vaso foi aberto e realizou-se
um DRX da amostra Esse processo se repetiu por seis vezes tendo gerado intervalos de tempo
de1h 4hs 7hs 10hs 13hs 16hs e 19hs de moagem
O fim da moagem foi estabelecido com base na anaacutelise dos difratogramas da amostra e
da constataccedilatildeo de equiliacutebrio na evoluccedilatildeo ou formaccedilatildeo de novas fases
39
33 Difraccedilatildeo de Raios X
As medidas de DRX foram realizadas no Laboratoacuterio de Materiais (LabMat) da UFAM
utilizando um Difratocircmetro de Raio-X modelo Empyrean da PANalytical com radiaccedilatildeo CuKα1
de 1 5406 Aring e se dividiram em duas etapas
A primeira etapa foi realizada com os intervalos de 1h 4hs 7hs 10hs 13hs 16hs e 19
horas e teve como finalidade acompanhar a evoluccedilatildeo estrutural da amostra e confirmar a
formaccedilatildeo da fase uacutenica de Bi3Ni
A Figura 18 apresenta o porta amostra em duas etapas distintas a primeira com a
amostra sendo preparada adequadamente e na segunda pronta para a realizaccedilatildeo do DRX
Figura 18 Preparaccedilatildeo da amostra para realizaccedilatildeo de DRX
Os difratogramas experimentais gerados foram submetidos agrave identificaccedilatildeo das fases
cristalinas atraveacutes de comparaccedilotildees com padrotildees difratomeacutetricos disponibilizados no banco de
dados do Inorganic Crystal Structure Database ndash ICSD
Na Figura 19 apresenta-se o goniocircmetro difratocircmetro de raio-X modelo Empyrean da
PANalytical
40
Figura 19 Difratocircmetro de Raio-X modelo Empyrean da PANalytical
Os padrotildees usados de DRX foram os seguintes
Faixa de acircngulo 10 ndash 100deg
Velocidade de escaneamento 1deg min
Tempo aproximado de realizaccedilatildeo do difratograma 45 min
Tubo de raio-X de cobre (Cu)
Voltagem 40 kV
Corrente 30 mA
Divergecircncia de fenda 10 (deg)
Dispersatildeo de fenda 10 (deg)
A segunda etapa das medidas de DRX foi realizada com uso do forno e medidas in situ
tendo sido realizadas com a amostra moiacuteda por 19 horas nas temperaturas de 250 2500 3000 e
350 0C essas medidas tiveram a finalidade de acompanhar o comportamento estrutural em
funccedilatildeo da temperatura e estudar a estabilidade teacutermica da amostra Detalhes do forno estatildeo
ilustrados nas Figuras 20
41
Figura 20 Preparaccedilatildeo da amostra e porta amostra no forno do DRX
A primeira mediccedilatildeo foi realizada a temperatura de 25 oC seguindo-se de um
aquecimento a taxa de 10 oCmin ateacute atingir a temperatura de 250 oC apoacutes atingir a temperatura
procedeu-se uma execuccedilatildeo de uma isoteacutermica por 10 minutos antes da mediccedilatildeo in situ de DRX
O procedimento foi repetido para as temperaturas de 300 oC e 350 oC conforme pode-se
observar na rampa de aquecimento da Figura 21
Figura 21 Rampa de aquecimento para medidas in situ de DRX
34 Refinamento pelo Meacutetodo de Rietveld
Para realizaccedilatildeo dos refinamentos pelo MR desta dissertaccedilatildeo utilizou-se o programa
GSAS (General Structure Analysis System) e o EXPGUI [4748]
42
Para se descrever o formato dos picos de DRX utilizou-se a funccedilatildeo perfil pseudo-Voigt
de Thompson-Cox-Hasting modificada funccedilatildeo de perfil CW 4 no pacote GSAS que considera
o modelo anisotroacutepico de Stephens e efeitos de textura [4950]
Para o coeficiente de mistura (η) que determina as contribuiccedilotildees do alargamento
gaussiano (η = 0) e Lorentziano (η = 1) nas equaccedilotildees 5 e 6 foi utilizado neste trabalho o valor
de η = 075
Os coeficientes de alargamento instrumental V e W constantes na equaccedilatildeo 5 foram
previamente obtidos a partir do DRX de uma amostra padratildeo bem cristalizada e mantidos fixos
no refinamento dos dados experimentais
Para o caacutelculo do tamanho meacutedio de cristalito com o uso da equaccedilatildeo 7 utilizou-se o
valor de K = 091 e 120582=0154056 nm
O GSAS dispotildee de 8 tipos de funccedilotildees de background neste trabalho utilizou-se a funccedilatildeo
polinomial de Chebyshev o nuacutemero de termos variou tendo sido utilizados 20 termos na funccedilatildeo
polinomial para refinamentos com a presenccedila da fase amorfa e 6 termos apoacutes a cristalizaccedilatildeo da
fase amorfa
Para iniacutecio do refinamento no programa EXPGUI foi utilizado o diagrama de blocos da
Figura 12 e para o refinamento dos paracircmetros as correlaccedilotildees da tabela 3
35 Tratamento Teacutermico
Foi realizado um tratamento teacutermico na amostra moiacuteda por 19 horas com a finalidade
de promover o relaxamento dos defeitos e tensotildees causados durante a moagem mecacircnica e a
cristalizaccedilatildeo da fase amorfa presente A partir da temperatura ambiente 25 oC iniciou-se o
aquecimento a uma taxa de 10 oCmin A temperatura final foi de 800 oC seguindo-se do
desligamento do forno que se manteve fechado ateacute que a temperatura da amostra atingisse
25 oC Em seguida a amostra foi retirada do forno e foi realizado um DRX Utilizou-se um forno
tubular com tubo de quartzo e uma atmosfera com fluxo constante de gaacutes argocircnio ilustrado
na Figura 22
43
Figura 22 Forno utilizado para realizar o tratamento teacutermico
36 Calorimetria Diferencial de Varredura (DSC)
As medidas de DSC foram realizadas na amostra moiacuteda por 19 horas em uma ceacutelula
Netzsch modelo DSC 3500 Sirius pertencente ao Laboratoacuterio de Termo ciecircncias da UFAM
Para realizaccedilatildeo das medidas utilizou-se um fluxo de proteccedilatildeo de N2 a 50 mlmin com
temperatura inicial de 25 oC e temperatura final de 550 oC
Foram realizadas quatro medidas com as taxas de transferecircncia de calor de 25 oCmin
5 oCmin 10 oCmin e 20 oCmin Foram utilizados cadinhos (porta amostra) de alumiacutenio e a
massa meacutedia de 22 mg de amostra foi utilizada nos quatro experimentos
Na Figura 23 eacute mostrada a ceacutelula Netzsch modelo DSC 3500 Sirius onde foram
realizadas as medidas e os cadinhos sendo dois fechados e um com a amostra visiacutevel
Figura 23 Equipamento utilizado para realizar o DSC
44
4 RESULTADOS E DISCUSSOtildeES
41 Evoluccedilatildeo estrutural
A Figura 24 mostra a evoluccedilatildeo estrutural durante o processo de siacutentese conforme
descrito nos procedimentos experimentais Qualitativamente podemos ver nesta figura uma
modificaccedilatildeo gradativa dos padrotildees de difraccedilatildeo O pico mais intenso da amostra moiacuteda por 1
hora corresponde ao plano (1 0 -2) do Bi precursor
Acompanhando o comportamento deste plano em especiacutefico constata-se que entre a
primeira e a quarta hora o mesmo sofre apenas uma ligeira diminuiccedilatildeo Concomitantemente
com este decreacutescimo emergem pequenos novos picos em 2θ aproximadamente entre 28 e 35o
Com 7 horas de moagem os novos picos satildeo evidentes e foram identificados junto agrave base de
dados do ICSD como a estrutura desejada Bi3Ni grupo espacial Pnma (cartatildeo nuacutemero 391336)
Em 13 horas de moagem o pico do Bi atinge seu miacutenimo e segue estaacutevel ateacute 19 h de moagem
Dada a observaccedilatildeo da estabilizaccedilatildeo estrutural o processo foi interrompido Uma anaacutelise mais
detalhada dos difratogramas seraacute mostrada e discutida na sequecircncia
Figura 24 Padratildeo de difraccedilatildeo observado para amostra e Bi3Ni durante todo intervalo de moagem
10 20 30 40 50 60 70 80
19h
16h
1h
10h
1h
7h
4h
2(graus)
1h
13h
Inte
nsid
ade (
ua
)
45
Na Figura 25 mostramos a indexaccedilatildeo das fases na primeira hora de moagem onde foi
verificada o iniacutecio da nucleaccedilatildeo do Bi3Ni Tambeacutem eacute possiacutevel observar os picos do elemento
precursor minoritaacuterio no caso o Niacutequel (cartatildeo ICSD 64703)
Figura 25 Difratograma obtido apoacutes a primeira hora de moagem
Seguindo o processo de moagem conforme descrito nos procedimentos experimentais
a amostra foi moiacuteda por mais 3 horas totalizando 4 horas de moagem os difratogramas obtidos
satildeo apresentados nas Figuras 26 e 27 Nesta etapa jaacute natildeo eacute mais possiacutevel identificar a presenccedila
dos picos referentes ao niacutequel dessa forma somente satildeo observados os picos do bismuto e do
Bi3Ni Poreacutem como verificamos na Figura 24 a nucleaccedilatildeo da liga Bi3Ni continua ocorrendo
sistematicamente
Na Figura 26 mostramos uma comparaccedilatildeo do difratograma padratildeo de Bi3Ni (cartatildeo
nuacutemero 391336 do ICSD) com o difratograma da amostra moiacuteda por 4 horas plotados em
conjunto para destacar a nucleaccedilatildeo da fase de Bi3Ni
Na Figura 27 apresenta-se o resultado do refinamento pelo meacutetodo de Rietveld para as
4 horas de moagem Eacute possiacutevel verificar um bom acordo entre o padratildeo de DRX da amostra e
o padratildeo refinado por MR Os fatores de qualidade podem ser verificados na tabela 4 Neste
refinamento obtivemos uma fraccedilatildeo de fase equivalente a 67 de Bi e 33 de Bi3Ni
46
Figura 26 Difratograma da amostra moiacuteda durante 4 horas (curva com ruiacutedo) e o padratildeo idealizado
do Bi3Ni calculado a partir do arquivo CIF (cartatildeo ICSD no 391336)
Figura 27 Padratildeo observado no DRX (4horas) calculado e residual obtidos no refinamento pelo MR
10 20 30 40 50 60 70 80
23 24 25 26 27 28 29 30 31 32 33
Inte
nsid
ade (
ua
)
2(graus)
4 horas
CIF Bi3Ni
10 20 30 40 50 60 70 80
Experimental
Calculado
Residual
Inte
nsid
ade (
u a)
2 (graus)
4 horas
25 30 35 40 45
47
Em todas as etapas do processo de moagem foram obtidos refinamentos com iacutendices de
qualidade muito semelhantes Natildeo houve alteraccedilatildeo nos acircngulos da ceacutelula unitaacuteria do composto
de Bi3Ni que permanecerem com α= β= λ = 90o Os valores obtidos para os iacutendices de avaliaccedilatildeo
da qualidade e os paracircmetros de rede encontram-se na tabela 4
Tabela 4 Valores de Rwp e 1205362 obtidos nos refinamentos realizados durante o processo de moagem
mecacircnica para o Bi3Ni
Com os resultados obtidos nos refinamentos determinou-se as contribuiccedilotildees em
porcentagem de cada fase em funccedilatildeo do tempo de moagem Verifica-se que apoacutes a primeira
hora de moagem natildeo se identifica no difratograma a presenccedila de Ni entretanto a fase de Bi3Ni
continua nucleando indicando que ainda existe niacutequel disponiacutevel para a formaccedilatildeo desta fase
Pode-se conceber algumas hipoacuteteses para este fato A primeira refere-se agrave sensibilidade do
equipamento de DRX que natildeo identifica precisamente elementos com fraccedilatildeo de fase menor
que 10 Outa hipoacutetese provaacutevel pode ser atribuiacutea a uma adesatildeo do niacutequel nas paredes do jarro
de moagem ou nas esferas de accedilo tendo em vista sua ductilidade
Na Figura 28 foi plotado a fraccedilatildeo de cada uma das fases presentes no processo de
moagem em funccedilatildeo do tempo Fica evidente que apoacutes a primeira hora a fraccedilatildeo de fase do niacutequel
eacute zero mas continua ocorrendo a nucleaccedilatildeo do Bi3Ni que estabiliza em 13 horas
TEMPO DE MOAGEM RWP 1205362 PARAcircMETROS DE REDE DO BI3NI
a (Å) b (Å) c (Å) Volume (Å3)
4 HORAS 77 139 8890(9) 4102(1) 11502(1) 41949(6)
7 HORAS 70 137 8891(3) 4106(1) 11500(1) 41986(9)
10 HORAS 71 131 8888(1) 4104(8) 11495(1) 41939(5)
13 HORAS 65 124 8893(5) 4104(3) 11507(1) 42003(2)
16 HORAS 64 124 8888(7) 4102(9) 11499(9) 41940(1)
19 HORAS 63 123 8894(1) 4105(1) 11506(5) 42012(3)
48
Figura 28 Fraccedilatildeo das fases de Ni Bi e Bi3Ni em funccedilatildeo do tempo de moagem
Utilizando-se a equaccedilatildeo 7 com os dados obtidos no refinamento pelo MR calculou-se
o tamanho meacutedio dos cristalitos de Bi3Ni em funccedilatildeo do tempo de moagem Na Figura 29
apresenta-se em forma de um graacutefico os valores obtidos Observamos que entre a quarta e a
seacutetima hora haacute um aumento aproximado de 14 no tamanho meacutedio do cristalito pode-se
atribuir esse aumento a uma possiacutevel deformaccedilatildeo plaacutestica da amostra acarretando num
acreacutescimo da aacuterea de superfiacutecie o que aumentaria progressivamente a probabilidade de
soldagem a frio dessas partiacuteculas gerando assim um aumento do tamanho meacutedio do cristalito
Entre a seacutetima e a deacutecima hora de moagem ocorre uma reduccedilatildeo de 26 no tamanho do
cristalito maior valor percentual obtido entre intervalos de moagem Entre a deacutecima sexta e a
deacutecima nona hora haacute uma estabilizaccedilatildeo no processo de reduccedilatildeo do tamanho de cristalito
Obtivemos no final do processo uma reduccedilatildeo total de aproximadamente 59 o que representa
um tamanho meacutedio de cristalito na ordem de 2653 nm
Plota-se na Figura 29 um graacutefico com tamanho meacutedio de cristalito do composto Bi3Ni
em funccedilatildeo do tempo de moagem
0 5 10 15 20
0
20
40
60
80
100
Fra
ccedilao d
e fases (
)
Tempo de moagem ( horas)
Bi
Bi3Ni
Ni
49
Figura 29 Tamanho meacutedio de cristalito de Bi3Ni em funccedilatildeo do tempo de moagem
Natildeo houve formaccedilatildeo de novas fases ou aparentemente quaisquer outras alteraccedilotildees
significativas apoacutes a deacutecima terceira hora de moagem Os uacutenicos efeitos com a continuaccedilatildeo da
moagem foram a melhora da cristalizaccedilatildeo da fase de interesse e o aumento de intensidade do
perfil referente a fase amorfa Poreacutem o processo de moagem totalizou 19 horas a finalidade
deste intervalo apoacutes a estabilizaccedilatildeo de formaccedilatildeo da fase pretendida foi verificar a possibilidade
de oxidaccedilatildeo da amostra que ficou exposta ao ambiente durante a execuccedilatildeo do DRX
Observa-se nos difratogramas da Figura 24 a formaccedilatildeo de uma acentuada elevaccedilatildeo na
linha de base entre a faixa de 2θ que vai de aproximadamente 26deg a 36deg A forma ou perfil
dessa elevaccedilatildeo eacute um forte indicio do aparecimento de uma fase amorfa Para alcanccedilar bom
acordo nos refinamentos Rietveld foram necessaacuterios 20 termos na funccedilatildeo polinomial de
Chebyshev para descrever estas linhas de base (background)
Analisando-se portanto os difratogramas referentes agraves etapas de 10 13 16 e 19 horas
eacute possiacutevel identificar o crescimento dessa fase amorfa conforme mostramos na Figura 30
4 6 8 10 12 14 16 18 20
25
30
35
40
45
50
55
Ta
ma
nh
o m
eacuted
io d
e c
rista
lito
(n
m)
Tempo de moagem (horas)
50
Estas curvas satildeo particularmente interessantes uma vez que podemos avaliar as
distacircncias R entre os primeiros vizinhos da fase desordenada aplicando a equaccedilatildeo de Ehrenfest
que pode ser expressa como [56]
2Rsen(θ) = 123λ (14)
O maacuteximo destas curvas correspondem a 2θ ~29o o que nos leva a distacircncias aproximada
de 38 Aring Esta distacircncia natildeo fere nenhum viacutenculo de distancias entre os atamos para
Ni-Ni~248 Aring Ni-Bi~ 278 Aring Bi-Bi~308 Aring Bi-O~214 Aring
Figura 30 Comparaccedilatildeo das funccedilotildees de background para a amostra moiacuteda por 10 13 16 e 19 horas
Com objetivo de avaliar com mais detalhes a estrutura nanocristalina e amorfa
realizamos medidas de difraccedilatildeo com configuraccedilotildees que produzissem uma maior qualidade nos
dados obtidos utilizamos uma cacircmara com baixo vaacutecuo e aumentamos o tempo de aquisiccedilatildeo
dos dados
A Figura 31 mostra o padratildeo obtido para a amostra final moiacuteda por 19 horas
Destacamos a evidente fase amorfa que se forma
10 20 30 40 50 60 70 80
19 horas
16 horas
13 horas
10 horas
Inte
nsid
ade (
u a)
2 (graus)
51
Figura 31 Formaccedilatildeo da fase amorfa na amostra de Bi3Ni apoacutes 19 horas de moagem
Comparando o padratildeo de DRX obtido para amostra moiacuteda por 19 horas com o
difratograma padratildeo de Bi3Ni (cartatildeo nuacutemero 391336 do ICSD) pode-se constatar a
equivalecircncia dos picos conforme apresentada Figura 32
Com os difratogramas de maior resoluccedilatildeo verificamos a presenccedila embora em uma
pequena fraccedilatildeo de Bi (ICSD no 64703) Assim como uma ligeira sugestatildeo da existecircncia de
Bi2O3 (ICSD no 41764) vislumbra-se essa fase em virtude da possiacutevel oxidaccedilatildeo da amostra
devido as sucessivas aberturas do jarro de moagem para realizaccedilatildeo do DRX entretanto
diferentemente do que se percebe para o bismuto natildeo haacute nenhum pico referente ao oxido de
bismuto
Na posiccedilatildeo de 2θ~27o existe um pico caracteriacutestico do Bi2O3 entretanto mesmo com a
melhor resoluccedilatildeo do DRX natildeo eacute possiacutevel distinguir claramente a fase do oxido de bismuto
assim durante o processo de refinamento pelo MR natildeo foi adicionada a fase relativa ao oxido
O refinamento pelo meacutetodo de Rietveld referente a amostra moiacuteda por 19h encontra-se
na Figura 33 percebe-se a boa concordacircncia obtida para a fase de interesse Bi3Ni e a fase
20 30 40 50 60 70 80
Bi
Inte
nsid
ade (
u a)
2 (graus)
Bi
20 25 30 35 40 45
52
amorfa O asterisco indicando o pico principal do Bi salienta que essa fase por contribuir
modestamente em um difratograma tatildeo complexo natildeo eacute bem ajustada
Figura 32 Difratograma da amostra moiacuteda 19h em conjunto com os CIFs de o Bi3Ni Bi e Bi2O3
Figura 33 Difratograma da amostra moiacuteda 19h e refinada por meacutetodo de Rietveld partindo dos CIFs
do Bi3Ni Bi
20 30 40 50 60 70 80
19 horas
Bi3Ni
Bi
Bi2O
3
In
tensid
ade (
u a)
2 (graus)
25 30 35 40
20 30 40 50 60 70 80
Experimental (19h)
Calculado
Residual
Inte
nsid
ade (
u a)
2 (graus)
20 25 30 35 40 45 50
53
Os trabalhos cientiacuteficos que versam sobre a produccedilatildeo e a caracterizaccedilatildeo do composto
Bi3Ni descrevem que a siacutentese pode ser realizada por vaacuterios mecanismos normalmente as
metodologias mais usadas para obtenccedilatildeo envolvem os processos em meio quiacutemico a
eletrodeposiccedilatildeo e a solidificaccedilatildeo raacutepida Em alguns casos utilizou-se longos processos teacutermicos
que envolvem a permanecircncia da amostra num forno de resistecircncia a 1100 degC durante 3 dias
[13] ou processos de sinterizaccedilatildeo com recozimento a vaacutecuo a temperatura de 1000 degC por 24
horas [15] Relata-se tambeacutem que conforme ocorreu neste trabalho algumas amostras
apresentam pequenos traccedilos de Bi em sua composiccedilatildeo final [13]
Dessa forma o primeiro desafio desse trabalho foi produzir uma fase uacutenica de Bi3Ni por
meio da moagem mecacircnica entretanto verificou-se no resultado obtido no DRX e no
refinamento pelo MR que a fase de Bi3Ni embora apresente uma fraccedilatildeo de 999 ainda possui
leves traccedilos do pico mais intenso de bismuto (indicado por um asterisco na Figura 33) Uma
proposta futura seria portanto acrescentar uma pequena quantidade de Ni para interagir com
esse Bi remanescente
42 Medidas de DRX in situ
Com o objetivo de estudar a estabilidade teacutermica e acompanhar a evoluccedilatildeo estrutural da
amostra em funccedilatildeo da temperatura foram realizadas medidas de DRX in situ conforme
descrito nos procedimentos experimentais A Figura 34 apresenta os quatro difratogramas
obtidos
A temperatura de 25 oC observa-se uma fase uacutenica do composto Bi3Ni (com jaacute
mencionado anteriormente a amostra possui uma leve indicaccedilatildeo da presenccedila de bismuto) que
possui estrutura ortorrocircmbica e grupo espacial Pnma eacute a mesma apresentada na Figura 32
A medida que aumentamos a temperatura conforme descrito na seccedilatildeo 3 Figura 21
inicia-se uma transformaccedilatildeo do composto inicial para o crescimento da fase tetragonal de Bi2O3
(ICSD no 41764) e da fase precursora de Bi Essa alteraccedilatildeo na composiccedilatildeo da amostra ocorre
em virtude da degradaccedilatildeo da fase Bi3Ni que conforme eleva-se a temperatura tem sua fraccedilatildeo
diminuiacuteda conforme verifica-se na Figura 36 Embora as medidas in situ terem sido feitas em
baixo vaacutecuo natildeo foi impedido o crescimento do Bi2O3
54
Na Figura 34 encontram-se plotados os DRX referentes as medidas realizadas em 25o
250o 300o e 350 oC as curvas foram deslocadas verticalmente para melhor comparaccedilatildeo
Figura 34 Padratildeo observado nos DRX da amostra submetida a aquecimento
A temperatura de 250 oC temos a ocorrecircncia de trecircs fases Bi3Ni Bi2O3 e Bi
O refinamento estrutural pelo meacutetodo de Rietveld estaacute mostrado na Figura 35 Mesmo tratando-
se de uma amostra com um elevado nuacutemeros de pico aleacutem da presenccedila de uma fase amorfa o
acordo entre o experimental e o calculado eacute notaacutevel Os valores dos iacutendices de avaliaccedilatildeo da
qualidade do refinamento referentes as quatro medidas realizadas encontram-se na tabela 5
20 30 40 50 60 70 80
350 0C
300 0C
250 0C
Inte
nsid
ade (
ua
)
2 (graus)
25 0C
55
Figura 35 Padratildeo obtidos no refinamento pelo MR para amostra aquecida a 250 0C
Tabela 5 Valores de Chi2 e de Rwp obtidos nos refinamentos realizados durante o processo de
aquecimento
A temperatura de 300 oC comeccedila a formaccedilatildeo da uma nova fase cubica de grupo espacial
I23 o Bi12NiO19 em detrimento da diminuiccedilatildeo da fase de Bi3Ni Aleacutem do aumento da fraccedilatildeo
da fase de Bi2O3
Temperatura de realizaccedilatildeo da medida Rwp 1205362
25 0C 69 23
250 0C 83 18
300 0C 98 26
350 0C 99 25
10 20 30 40 50 60 70 80
Inte
nsid
ade (
ua
)
2 (graus)
Experimental
Calculado
Residual
250 0C
25 30 35 40
56
O uacuteltimo DRX foi realizado a 350 oC a principal alteraccedilatildeo dessa medida refere-se ao
fato da inexistecircncia de picos referentes agrave fase Bi3Ni A fase majoritaacuteria torna-se agora a fase
referente ao Bi e a fase Bi12NiO19 (indexado na base de dados PDF2 mas natildeo na base de dados
ICSD) permanece estaacutevel isto eacute sem alteraccedilotildees significativas em sua fraccedilatildeo O fato de estarem
presentes picos referentes ao Bi mesmo apoacutes termos ultrapassado a temperatura de fusatildeo pode
ser explicado levando-se em consideraccedilatildeo a baixa condutividade teacutermica do bismuto aliado ao
excesso de defeitos produzidos na moagem assim natildeo obteve-se a fusatildeo do elemento
Utilizamos os dados obtidos nos refinamentos para plotar o graacutefico exposto na Figura
36 onde eacute possiacutevel observar a fraccedilatildeo de cada fase em funccedilatildeo da temperatura de execuccedilatildeo do
DRX Percebe-se a raacutepida decomposiccedilatildeo da fase de Bi3Ni que entre 250 oC e 350 oC apresenta
uma reduccedilatildeo percentual de aproximadamente 88 concomitantemente ao crescimento
percentual da fase de Bi
Figura 36 Fraccedilotildees de fase em funccedilatildeo da temperatura de realizaccedilatildeo do DRX in situ
O DRX realizado na amostra a 350 oC eacute mostrado na Figura 37 em conjunto aos CIFs
das fases constituintes Para a fase Bi12NiO19 natildeo foi encontrado o CIF no banco de dados do
Inorganic Crystal Structure Database (ICSD) Para refinar utilizando o meacutetodo de Rietveld
partimos do protoacutetipo estrutural de Bi26-x Mx O40-y (M = Mg Al Co Ni) O CIF desta fase
25 75 125 175 225 275 325 375
0
20
40
60
80
100
Fra
ccedilao d
e F
ases (
)
Temperatura (0C)
Bi3Ni
Bi2O
3
Bi
Bi12
NiO19
57
resultante estaacute mostrado em vermelho na Figura 37 e uma representaccedilatildeo da ceacutelula unitaacuteria na
Figura 38 os aacutetomos de oxigecircnio estatildeo representados na cor vermelha e o niacutequel em verde
Figura 37 Padratildeo observado no DRX da amostra em 350 oC em comparaccedilatildeo com o CIF das fases
constituintes
Figura 38 Projeccedilatildeo do eixo a e em perspectiva do Bi12NiO19
10 20 30 40 50 60 70 80
Inte
nsid
ade (
ua
)
2(graus)
350 graus
Bi2O
3
Bi
Bi12
NiO19
20 25 30 35 40 45 50 55
58
O refinamento estrutural utilizando estas fases estaacute mostrado na Figura 39 e os valores
referentes aos paracircmetros de rede obtidos para o refinamento da fase Bi12NiO19 constam na
tabela 6
Figura 39 Padratildeo obtidos no refinamento pelo MR para amostra aquecida a 350 0C
Tabela 6 Paracircmetros da ceacutelula unitaacuteria da estrutura Bi12NiO19
A Figura 40 conteacutem as fotografias retiradas do forno do difratocircmetro antes e apoacutes a
realizaccedilatildeo da medida Eacute possiacutevel verificar que a amostra devido a dilataccedilatildeo volumeacutetrica e a
fusatildeo do bismuto transborda o porta amostra
Paracircmetros de Rede a = b=c=10258(8) Aring
Acircngulos α = β = γ = 900
Volume da ceacutelula 107966(2) Aring3
Grupo de simetria Cuacutebico
Grupo espacial I23
10 20 30 40 50 60 70 80
Inte
nsid
ade (
ua
)
2 (graus)
Calculado
Experimental
Residual
350 0C
20 25 30 35 40 45
59
Figura 40 Fotografia do forno do DRX antes a apoacutes a realizaccedilatildeo das medidas
43 Calorimetria Diferencial de Varredura (DSC)
Com a finalidade de estudar e melhor entender a evoluccedilatildeo estrutural da amostra
observada nas medidas in situ realizou-se medidas DSC conforme descrito nos procedimentos
experimentais a temperatura final foi de 550 oC
Na Figura 41 mostramos as medidas DSC feitas em diferentes taxas de aquecimento
realizadas na amostra moiacuteda por 19 horas Em todas as 4 medidas vemos comportamentos
exoteacutermicos e endoteacutermicos Os picos endoteacutermicos ocorreram a uma temperatura aproximada
de 270 0C temperatura essa equivalente ao ponto de fusatildeo do bismuto e foram atribuiacutedos a
fusatildeo do Bi ocorrida em duas etapas
Comparando-se os resultados obtidos nas medidas in situ onde observamos a nucleaccedilatildeo
de uma nova fase a partir da temperatura de 250 oC com os resultados obtidos no DSC podemos
concluir que o pico exoteacutermico presente no termograma corresponde agrave nucleaccedilatildeo da fase de
Bi2O3
Com a finalidade de calcular a energia de ativaccedilatildeo (Ea) necessaacuteria para promover essa
nucleaccedilatildeo aplicamos a metodologia proposta por Kissinger [2] Conforme indicado na Figura
41 as 4 medidas foram feitas com taxas de aquecimento de 25 5 10 e 20 oCmin
60
A Figura 42 mostra em detalhes a Figura 41 onde vemos os valores das temperaturas
de pico de cristalizaccedilatildeo (Tc) e as referidas taxas de aquecimento (120591) Como era esperado a
medida que a taxa de aquecimento aumenta a temperatura de pico tambem aumenta
Figura 41 Termograma DSC plotados em conjunto para os diferentes fluxos de calor
Figura 42 Espectros DSC com as temperaturas de pico e suas respectivas taxas de aquecimento
100 150 200 250 300 350 400 450 500 550
250Cmin
50Cmin
100Cmin
fluxo d
e c
alo
r (u
a)
Temperatura (0C)
200Cmin
exo
230 235 240 245 250 255 260 265 270 275 280 285
250Cmin
50Cmin
100Cmin
fluxo d
e c
alo
r (u
a )
Temperatura (0C)
242 0C
252 0C
266 0C
278 0C
200Cmin
exo
61
Com os dados fornecidos na Figura 42 pode-se calcular a energia de ativaccedilatildeo referente
a nucleaccedilatildeo da fase de Bi2O3 Plotando-se um graacutefico linear de ln(120591
1198791198882) versus
1
119879119888 onde o
coeficiente angular eacute (minus119864119886
119877) obteacutem-se a energia de ativaccedilatildeo A Figura 43 apresenta a
linearizaccedilatildeo da equaccedilatildeo 16 de onde se obteacutem a energia de ativaccedilatildeo do processo de nucleaccedilatildeo
do Bi2O3
Figura 43 Graacutefico linear do ln(120591
1198791198882) versus
1
119879119888
Logo considerando as relaccedilotildees anteriormente definidas eacute possiacutevel calcular a energia de
ativaccedilatildeo uma vez que m = (minus119864119886
119877) e R = 831 jmol K Desse modo a energia de ativaccedilatildeo
necessaacuteria para promover a nucleaccedilatildeo da fase Bi2O3 eacute de 12465 kJmol
A metodologia proposta permitiria tambeacutem calcular a energia de ativaccedilatildeo necessaacuteria
para cristalizar a fase amorfa as medidas de DSC foram planejadas ateacute a temperatura de
550 oC devido a limitaccedilotildees do equipamento poreacutem como fica evidente na Figura 41 natildeo se
observa nenhum pico exoteacutermico apoacutes os 350 oC que se possa estar associado a cristalizaccedilatildeo da
fase amorfa O pico exoteacutermico existente como jaacute mencionado ocorreu a uma temperatura que
variou de 242 0C agrave 278 0C e refere-se agrave nucleaccedilatildeo de fase
182 184 186 188 190 192 194
-115
-110
-105
-100
-95
ln (
T2 c)
1Tc (10
-3 k
-1)
62
44 Tratamento teacutermico
Apoacutes a realizaccedilatildeo das medidas de DRX in situ e das medidas de DSC a fase amorfa
ainda se encontrava presente assim foi realizado um tratamento teacutermico com a finalidade de
promover a cristalizaccedilatildeo da fase amorfa presente
O tratamento teacutermico foi realizado a uma taxa constante de 10 0Cmim ateacute a temperatura
de 800 0C com a atmosfera protegida por gaacutes argocircnio Na Figura 44 apresenta-se o difratograma
da amostra realizado apoacutes o do tratamento teacutermico vemos no detalhe que a acentuada elevaccedilatildeo
na linha de base entre a faixa de 2θ que vai de aproximadamente 26deg agrave 36deg e que corresponde
a fase amorfa desapareceu completamente
Figura 44 Difratograma da amostra apoacutes tratamento teacutermico
Para a amostra tratada termicamente foram identificadas trecircs fases similar ao observado
nas medias in situ a 350 oC foram identificadas a fase cuacutebica Bi12NiO19 a fase tetragonal de
Bi2O3 (ICSD no 41764) e a fase romboeacutedrica de Bismuto (ICSD no 64703) Na Figura 45
apresentamos o padratildeo observado plotado juntamente com o CIF das 3 fases identificadas
10 20 30 40 50 60 70 80
Inte
nsid
ad
e (
ua
)
2 (graus)
Pos Tratamento Teacutermico
20 25 30 35 40 45 50 55 60
63
Figura 45 Difratograma da amostra apoacutes tratamento teacutermico em conjunto com os CIFs de Bi Bi2O3 e
Bi12NiO19
Pode-se verificar no padratildeo do difratograma da Figura 45 que pelo formato da linha de
base obtida ocorreu a cristalizaccedilatildeo da fase amorfa e as fases identificadas correspondem aos
picos presentes no DRX da amostra
O refinamento realizado pelo MR confirmou a identificaccedilatildeo das fases contidas na
amostra no sentido da exata correspondecircncia entre os picos obtidos nos padrotildees calculados e
observados As fraccedilotildees das fases da amostra que sofreu tratamento teacutermico em comparaccedilatildeo com
as fraccedilotildees obtidas no DRX in situ estatildeo apresentados na tabela 7
Tabela 7 Fraccedilotildees das fases apoacutes tratamento teacutermico e DRX in situ a 350 oC
Fraccedilatildeo das fases Tratamento Teacutermico DRX in situ a 350 oC
Bi12NiO19 90 137
Bi2O3 89 20
Bi 11 663
10 20 30 40 50 60 70 80
Inte
nsid
ade (
ua
)
2 (graus)
Observado
Bi
Bi2O
3
Bi12
NiO19
25 30 35 40 45 50 55
64
O aumento da temperatura propicia a nucleaccedilatildeo das fases de Bi2O3 e Bi12NiO19 em
detrimento da diminuiccedilatildeo da fase Bi3Ni
O refinamento pelo meacutetodo de Rietveld para amostra que sofreu tratamento teacutermico
apresentou uma boa concordacircncia para os perfis calculado e experimental Nesse refinamento
foi utilizado o CIF modificado de Bi12NiO19 Na Figura 46 temos o padratildeo experimental e o
calculado obtidos no refinamento pelo MR
Figura 46 Padratildeo observado e experimental refinado pelo MR para amostra tratada termicamente
Compara-se na Figura 47 os difratogramas obtidos para amostra tratada termicamente e
para o DRX in situ a temperatura de 350 oC eacute possiacutevel identificar a correspondecircncia entre os
picos entretanto eacute notaacutevel a diferenccedila na linha de base do difratograma referente ao DRX in
situ contra o DRX da amostra submetida a tratamento teacutermico Pode-se concluir que para
ocorrer a cristalizaccedilatildeo da fase amorfa eacute necessaacuterio que a temperatura do tratamento teacutermico seja
superior a 550 0C
10 20 30 40 50 60 70 80
Inte
nsid
ade (
ua
)
2 (graus)
Calculado
Experimental
Residual
Pos Tratamento Teacutermico
65
Outro fenocircmeno perceptiacutevel eacute o deslocamento em 2θ da posiccedilatildeo dos picos O
difratograma da amostra que foi ao forno do DRX tem a posiccedilatildeo dos seus picos deslocados para
direita em comparaccedilatildeo ao observado no CIF do Bi12NiO19 e no DRX da amostra que passou
por tratamento teacutermico Podemos associar esse deslocamento a contraccedilatildeo do volume da ceacutelula
unitaacuteria Considerando o valor padratildeo do volume do composto Bi12NiO19 constante na tabela
5 ocorreu uma reduccedilatildeo de volume de aproximadamente 155 para amostra tratada
termicamente e uma variaccedilatildeo positiva de 005 para amostra do DRX in situ Na Figura 47
plotamos juntos os difratogramas da amostra tratada termicamente da amostra que realizou a
medida in situ a 350 0C e o CIF do Bi12NiO19
Figura 47 Difratogramas das amostras apoacutes tratamento teacutermico e DRX in situ em conjunto com o
CIF do Bi12NiO19
O tratamento teacutermico realizado produziu o resultado esperado cristalizando a fase
amorfa As fases presentes na amostra apoacutes a realizaccedilatildeo do tratamento estatildeo em conformidade
agraves encontradas nas medidas de DRX in situ
20 30 40 50 60 70 80
Bi
Inte
nsid
ade (
u a)
2 (graus)
Bi
20 25 30 35 40 45
66
5 CONCLUSAtildeO
A sintetizaccedilatildeo do composto nanoestruturado de Bi3Ni foi realizado de modo eficiente
apoacutes 13 horas de moagem mecacircnica
As medidas de difraccedilatildeo de Raio X possibilitaram acompanhar a evoluccedilatildeo estrutural e a
nucleaccedilatildeo da fase de Bi3Ni O refinamento realizado pelo Meacutetodo de Rietveld proporcionou a
quantificaccedilatildeo dos paracircmetros cristalograacuteficos tais como paracircmetros de rede volume da ceacutelula
unitaacuteria fraccedilatildeo das fases presentes e tamanho de cristalito Os fatores de qualidade e
convergecircncia alcanccedilaram valores satisfatoacuterios correspondendo a exata simulaccedilatildeo do padratildeo
observado
A anaacutelise teacutermica realizada por meio das medidas de DRX in situ permitiu o estudo da
estabilidade teacutermica e o acompanhamento da evoluccedilatildeo estrutural da amostra em funccedilatildeo da
temperatura Foi possiacutevel identificar duas novas fases presentes o Bi2O3 e Bi12NiO19 nucleadas
agraves custas da fase de Bi3Ni Na temperatura de 350 oC a amostra eacute composta das fases Bi12NiO19
Bi2O3 e Bi
As medidas de DSC realizadas ateacute a temperatura de 550 oC e com quatro diferentes
taxas de aquecimento foram utilizadas para se calcular com o uso da equaccedilatildeo de Kissinger a
energia de ativaccedilatildeo (Ea) necessaacuteria para promover a nucleaccedilatildeo do composto Bi12NiO19 que eacute de
12465 kJmol
O tratamento teacutermico no forno ateacute 800 oC promoveu o relaxamento dos defeitos e
tensotildees causadas durante a moagem mecacircnica e a cristalizaccedilatildeo da fase amorfa natildeo sendo mais
possiacutevel identificar no DRX realizado o perfil referente a essa fase Identificou-se novamente a
fase Bi12NiO19 aleacutem da ocorrecircncia das fases de Bi2O3 e Bi jaacute identificadas nas medidas de
DRX in situ confirmando a consistecircncia dos resultados obtidos por dois ensaios diferentes
Pocircde-se verificar o mesmo fenocircmeno em todos os ensaios que envolveram o
aquecimento da amostra Ao aquecer-se o Bi3Ni ocorre um processo de oxidaccedilatildeo que resulta
na formaccedilatildeo da fase de Bi2O3 e a fase de Bi12NiO19 todas associadas ao consumo de Bi da fase
Bi3Ni
Para realizaccedilatildeo de estudos futuros com o intuito de se obter a fase uacutenica de Bi3Ni
pode-se alterar ligeiramente as massas dos produtos com a adiccedilatildeo de um pouco de niacutequel
67
Pode-se melhorar o controle das condiccedilotildees de realizaccedilatildeo dos tratamentos teacutermicos com o
intuito de se evitar a oxidaccedilatildeo A realizaccedilatildeo de medidas de DSC ateacute a temperatura de 800 0C
poderaacute revelar picos exoteacutermicos e propiciar condiccedilotildees para se calcular a energia necessaacuteria
para promover a cristalizaccedilatildeo da fase amorfa
68
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Roumlntgen rays pass through a di-atomic gas Proceedings Koninklijke Akademie van
Wetenschappen v17 p 1184-1190 1915
[57] SAAL J E et al Materials Design and Discovery with High-Throughput Density
Functional Theory The Open Quantum Materials Database (OQMD) JOM n65 p1501-
1509 2013
11
Este trabalho teve como objetivos sintetizar por moagem mecacircnica o composto de
Bi3Ni nanoestruturado realizar o estudo de suas propriedades estruturais antes e apoacutes os
tratamentos teacutermicos As principais teacutecnicas experimentais usadas nesta dissertaccedilatildeo foram a
difraccedilatildeo de raios X (DRX) para acompanhamento da evoluccedilatildeo estrutural da amostra em funccedilatildeo
do tempo de moagem o refinamento dos paracircmetros estruturais pelo meacutetodo de Rietveld
medidas DSC e de DRX in situ para estudar a estabilidade teacutermica bem como o comportamento
estrutural da amostra em funccedilatildeo da temperatura e um tratamento teacutermico para cristalizar a fase
amorfa presente
12
2 FUNDAMENTACcedilAtildeO TEOacuteRICA
21 O composto Bi3Ni
O composto intermetaacutelico Bi3Ni possui estrutura ortorrocircmbica e grupo espacial Pnma
possuindo um arranjo octaeacutedrico onde os aacutetomos de bismuto formam a matriz e os aacutetomos de
niacutequel formam uma cadeia linear [12]
Na Figura 3 projeta-se a ceacutelula unitaacuteria do Bi3Ni nos eixos a b c respectivamente
Figura 3 Projeccedilatildeo dos eixos a b e c do composto Bi3Ni em verde estaacute representado os aacutetomos de
niacutequel cartatildeo ICSD nordm 391336
Na Figura 4 representa-se o arranjo octaeacutedrico da cadeia de Bi3Ni onde eacute possiacutevel
identificar a cadeia linear formada pelo niacutequel
Figura 4 Representaccedilatildeo em perspectiva do arranjo octaeacutedrico da cadeia de Bi3Ni (ICSD 391336)
13
Relata-se na literatura que os principais meacutetodos para a obtenccedilatildeo do composto Bi3Ni
satildeo eletrodeposiccedilatildeo por meio quiacutemico ou solidificaccedilatildeo raacutepida Trabalhos cientiacuteficos
descreveram que a produccedilatildeo da amostra de Bi3Ni ocorreu por fusatildeo dos compostos Bi e Ni num
forno de resistecircncia a 1100 degC durante 3 dias [13]
O composto intermetaacutelico Bi3Ni apresenta supercondutividade a temperatura criacutetica de
41 K e embora essa caracteriacutestica seja conhecida desde 1951 escassos trabalhos tinham sido
publicados ateacute o iniacutecio do seacuteculo XXI As pesquisas no campo da supercondutividade tecircm
produzido a cada dia compostos com maiores temperaturas criticas (Tc) tal fato tem ajudado
os pesquisadores a desvendar os misteacuterios envolvendo a supercondutividade a Tc maiores que
40K [1415]
Novos trabalhos envolvendo as propriedades supercondutoras do Bi3Ni voltaram a ser
objeto de estudo especialmente apoacutes a constataccedilatildeo que alguns materiais quando submetidos a
pressatildeo tem sua temperatura criacutetica aumentada ligas contendo Fe na base de oxypnictides
(classe de material que inclui o oxigecircnio ao 15deg grupo da tabela perioacutedica grupo do nitrogecircnio)
apresentaram Tc de 43 K tal elevaccedilatildeo foi tambeacutem constatada com a substituiccedilatildeo de alguns
elementos na composiccedilatildeo das ligas obtendo-se Tc de 55K (SmFeAsO1-xFx) [16]
Recentemente um composto que contem CeNi08Bi2 passou a ser estudado como
componente na formaccedilatildeo de compostos do grupo de oxypnictides Estudos com espectroscopia
de tunelamento revelaram que o Bi3Ni eacute um supercondutor fortemente ligado [17]
A supercondutividade e o ferromagnetismo dois estados fundamentais da mateacuteria
condensada observam-se como sendo altamente competitivos em quase todos os materiais
Interaccedilotildees predominantemente ferromagneacuteticas destroem a supercondutividade por criarem
uma transiccedilatildeo de fase reentrante como observado nos compostos ErRh4B4 HoMo6S8 Soacute
muitos poucos compostos que foram identificados ateacute agora mostram uma coexistecircncia destes
estados fundamentais concorrentes Dentro desse escasso grupo encontra-se o Bi3Ni
nanoestruturado no qual comprovou-se a coexistecircncia de supercondutividade e
ferromagnetismo [1819]
As propriedades termodinacircmicas do composto Bi-Ni continuam sendo alvo de estudos
Recentemente diversos trabalhos sobre esse tema foram publicados [2021] Esses trabalhos
descrevem a construccedilatildeo de diagramas de fases do Bismuto com os elementos metaacutelicos Fe Cr
e Ni de onde constata-se que a mostra com Fe e Cr tecircm leve solubilidade no Bi Para
14
temperaturas menores que 920 degC a solubilidade de Fe e Cr em Bi(Liacutequido) eacute menor que 10-3 em
at Por sua vez o niacutequel dissolve-se prontamente em Bi(L) O niacutequel eacute o uacutenico componente de
accedilo inoxidaacutevel que faz compostos intermetaacutelicos com Bi [12]
Pesquisas apontam para outras propriedades e aplicaccedilotildees de ligas ternaacuterias contendo os
elementos Bi e Ni A liga BiInNi contendo diversas proporccedilotildees estequiomeacutetricas foi estudada
sob a oacutetica de um possiacutevel potencial desse material como semicondutor [21]
Outra aplicaccedilatildeo recente utilizando o composto de bismuto e niacutequel vem despertando o
interesse tecnoloacutegico Sabe-se que esforccedilos crescentes tecircm sido realizados na busca por soldas
livres de chumbo adequadas devido agrave influecircncia prejudicial do chumbo ao ambiente e a sauacutede
humana As ligas agrave base de Sn com diferentes aditivos como Ag Bi Cu In Sb e Zn satildeo
potenciais candidatos como soldas livres de chumbo As ligas Sn-Bi com baixo ponto de fusatildeo
satildeo desenvolvidas para soldar os componentes sensiacuteveis agrave elevadas temperaturas [22]
Na Figura 5 apresenta-se o diagrama de fases do sistema Bi-Ni [23] Verifica-se que a
temperatura de fusatildeo do composto Bi3Ni em funccedilatildeo da maior quantidade de bismuto eacute menor
que a do composto BiNi
Figura 5 Diagrama de Fases Bi-Ni [23]
15
22 Estruturas Cristalinas
A estrutura dos materiais soacutelidos eacute resultado da natureza de suas ligaccedilotildees quiacutemicas a
qual define a distribuiccedilatildeo espacial de seus aacutetomos iacuteons ou moleacuteculas Parte dos materiais
comumente aplicados na engenharia exibe um arranjo geomeacutetrico de seus aacutetomos bem definido
constituindo assim uma estrutura cristalina Os materiais cristalinos independentemente do tipo
de ligaccedilatildeo que possuem satildeo aqueles que apresentam estrutura atocircmica tridimensional perioacutedica
de longo alcance
A partir da definiccedilatildeo de estrutura cristalina como sendo um conjunto de posiccedilotildees
atocircmicas iocircnicas ou moleculares repetitivas pode-se descrever o cristal partindo-se de uma
estrutura baacutesica que se repete ao longo de toda estrutura Essa estrutura denominada ceacutelula
unitaacuteria pode ser definida como a menor porccedilatildeo do cristal que ainda conserva as propriedades
originais dele Para definir a ceacutelula unitaacuteria adota-se valores especiacuteficos que satildeo associados agraves
unidades de medidas dos eixos de referecircncia e aos acircngulos entre esses eixos definidos como
paracircmetros de rede
Define-se entatildeo os sistemas cristalinos que incluem todas as possiacuteveis geometrias de
divisatildeo do espaccedilo por superfiacutecies planas continuas Soacute existem 7 tipos de sistemas cristalinos
que preenchem totalmente o espaccedilo Entretanto os sistemas cristalinos satildeo apenas entidades
geomeacutetricas Quando ldquocoloca-serdquo aacutetomos dentro desses sistemas formam-se redes
cristalinas[24]
Em 1848 o francecircs August Bravais demonstrou ser possiacutevel geometricamente a
construccedilatildeo de 14 tipos de ceacutelulas unitaacuterias isto eacute todas as redes cristalinas possiacuteveis podem
ser geradas por 14 tipos de ceacutelulas Essas redes satildeo chamadas redes de Bravais
Na Figura 6 pode-se identificar os 7 tipos de sistemas cristalinos (cuacutebico tetragonal
ortorrocircmbico romboeacutedrico monocliacutenico hexagonal e tricliacutenico) e as configuraccedilotildees possiacuteveis
para esses sistemas formando as 14 redes de Bravais [24]
16
Figura 6 As 14 redes de Bravais [24]
Os cristais podem ser classificados segundo os grupos pontuais de operaccedilotildees de simetria
que une suas faces Os grupos pontuais ou classes cristalinas representam a simetria ou
combinaccedilotildees de simetria que levam a um padratildeo de repeticcedilatildeo distinto Toda e qualquer
moleacutecula pode ser classificada em um dos 32 grupos pontuais possiacuteveis
Os 32 grupos pontuais possiacuteveis satildeo formados pelos 10 elementos baacutesicos de simetria e
mais 22 combinaccedilotildees entre estes Apenas 22 combinaccedilotildees satildeo possiacuteveis pois muitas levam a
repeticcedilotildees de simetria e outras satildeo incompatiacuteveis com a simetria cristalina ou seja os elementos
de simetria natildeo podem ser combinados arbitrariamente [24]
17
Uma vez que as operaccedilotildees de simetria de cada um dos 32 grupos pontuais
cristalograacuteficos satildeo aplicadas as 14 redes de Bravais tem-se 230 grupos espaciais que
descrevem de maneira uniacutevoca todo o arranjo de objetos idecircnticos dispostos num reticulo
perioacutedico infinito
23 Siacutentese Mecacircnica
Do ponto de vista termodinacircmico um cristal perfeito (um soacutelido livre de defeitos
estruturais fora do equiliacutebrio) eacute o soacutelido que apresenta a menor energia livre de Gibbs e suas
propriedades fiacutesicas satildeo bem determinadas Poreacutem na natureza eacute difiacutecil encontrar cristais livres
de defeitos Esses somente satildeo sintetizados em laboratoacuterios sob condiccedilotildees extremamente
controladas Eacute conhecido que as propriedades fiacutesicas de cristais possuindo defeitos apresentam
desvios em relaccedilatildeo agraves medidas para os cristais perfeitos Esses desvios satildeo tatildeo maiores quanto
maior for a concentraccedilatildeo de defeitos Uma variaccedilatildeo tambeacutem eacute verificada na energia livre de
Gibbs pois sabe-se que centros de defeitos armazenam energia em soacutelidos [2]
A siacutentese mecacircnica (SM) eacute uma teacutecnica de moagem de um mono poacute ou de uma mistura
de dois ou mais poacutes de um composto Eacute comum encontrar na literatura outro termo utilizado
para designar o tratamento de partiacuteculas em poacute no moinho de alta energia Normalmente
associa-se o termo siacutentese mecacircnica ou Mechanical Alloying (MA) ao processo no qual a
mistura de poacutes eacute moiacuteda em conjunto onde a transferecircncia de material que estaacute envolvida tem o
objetivo de se obter uma liga homogecircnea Por outro lado a moagem de poacutes tais como metais
puros onde a transferecircncia de material natildeo eacute necessaacuteria para a homogeneizaccedilatildeo denomina-se
simplesmente moagem mecacircnica ou Mechanical Milling (MM) [9]
De maneira praacutetica pode-se descrever o processo de siacutentese mecacircnica como a
colocaccedilatildeo da amostra no recipiente especiacutefico (normalmente chamado de jarro de moagem)
juntamente com esferas (preferencialmente do mesmo material que o recipiente) a realizaccedilatildeo
da selagem do recipiente para alguns materiais com o intuito de evitar a oxidaccedilatildeo ou ateacute
mesmo contaminaccedilatildeo realiza-se esse procedimento em um ambiente fechado (glove box) com
um gaacutes inerte e finalizando o processo tem-se a fixaccedilatildeo do recipiente no moinho e o iniacutecio do
processo de moagem [9]
18
Pode-se dividir fisicamente o processo de siacutentese mecacircnica de materiais em 4 estaacutegios
bem distintos [25]
I - Estaacutegio inicial as partiacuteculas satildeo deformadas plasticamente assumindo uma forma achatada
A ductilidade do material e energia fornecida no processo de moagem refletem diretamente na
intensidade dessa alteraccedilatildeo O acreacutescimo da aacuterea de superfiacutecie aumenta progressivamente a
probabilidade de soldagem a frio dessas partiacuteculas gerando um aumento do tamanho meacutedio da
partiacutecula
II ndash Segundo Estaacutegio as partiacuteculas satildeo soldadas a frio e requebradas favorecendo a formaccedilatildeo
de um poacute muito fino Eacute neste estaacutegio que ocorre tambeacutem a formaccedilatildeo de partiacuteculas compostas
denominadas de agregados Com o acuacutemulo de deformaccedilatildeo plaacutestica haacute um aumento do
encruamento e da resistecircncia mecacircnica das partiacuteculas Essa situaccedilatildeo aumenta a probabilidade
de fratura das partiacuteculas ou agregados
III ndash Terceiro Estaacutegio nesta fase um certo ldquoequiliacutebriordquo entre os processos de fratura e de
soldagem a frio eacute alcanccedilado Observa-se tambeacutem que as partiacuteculas alcanccedilam um tamanho fixo
Entretanto a energia livre de Gibbs continua a aumentar ateacute alcanccedilar uma saturaccedilatildeo
IV ndash Quarto Estagio eacute caracterizado pelo refinamento da microestrutura desses agregados
Na Figura 7 estatildeo ilustrados os quatro estaacutegios do processo de Siacutentese Mecacircnica
Figura 7 Representaccedilatildeo das fases presentes no processo de SM [25]
19
Eacute bem conhecido que a natureza procura estados fiacutesicos com a menor variaccedilatildeo da
energia livre de Gibbs Assim as substacircncias sob moagem mecacircnica podem ser transformadas
em novas substacircncias ou mudarem de fases cristalograacuteficas visando alcanccedilar esses estados de
menor energia Sabe-se que tais mudanccedilas envolvem determinados mecanismos fiacutesicos como
por exemplo difusatildeo atocircmica atraveacutes de contornos de gratildeos Os mecanismos fiacutesicos envolvidos
no processo SM ainda natildeo satildeo completamente entendidos [9]
Do ponto de vista estrutural cada poacute constituindo a mistura pode ser visto como sendo
formado por duas componentes uma cristalina que eacute sua estrutura cristalograacutefica original e
outra formada pelos centros de defeitos que eacute chamada de componente interfacial Em geral
nos materiais nanoestruturados a componente interfacial ou contornos de gratildeo podem
corresponder a ateacute 50 do volume do material [10]
A Figura 8 ilustra esquematicamente os cristalitos formado por ciacuterculos pretos e o
contorno de gratildeo por ciacuterculos brancos
Figura 8 Modelo de um material nanomeacutetrico Os ciacuterculos pretos e brancos representam
respectivamente a componente cristalina e a interfacial [10]
Embora a sistemaacutetica de preparaccedilatildeo e execuccedilatildeo da SM pareccedila ser simples o processo
possui diversas variaacuteveis que satildeo determinantes na qualidade e nas caracteriacutesticas do produto
final
A dimensatildeo das esferas utilizadas no processo interfere na eficiecircncia de moagem
Esferas grandes otimizam o processo desde que associadas a uma velocidade que permita a
20
transferecircncia da energia de impacto as partiacuteculas do poacute Aleacutem da dimensatildeo a massa das esferas
tambeacutem influencia no resultado final
A BPR (ball-to-powder weight ratio) ou razatildeo entre a massa das esferas e a massa do
poacute possui um efeito significante no tempo necessaacuterio para alcanccedilar uma fase particular na
amostra que estaacute sendo moiacuteda A BPR eacute inversamente proporcional ao tempo exigido na
moagem os valores de BPR podem variar de 11 ateacute valores de 220 1 Contudo BPR muito
grande pode gerar reaccedilotildees indesejaacuteveis como aumento na geraccedilatildeo de calor o que afetaria a
constituiccedilatildeo do poacute [2627]
A velocidade de rotaccedilatildeo do moinho estaacute diretamente associada agrave energia aplicada
atraveacutes de colisotildees das esferas com a amostra assim como na temperatura de processo da SM
Cada moinho possui uma velocidade criacutetica que define a otimizaccedilatildeo do desempenho do
processo Dessa forma deve-se analisar o quanto pode ser vantajoso ou prejudicial uma
temperatura elevada durante o processo da SM
Em alguns casos onde a difusatildeo eacute exigida para promover a homogeneizaccedilatildeo eou fusatildeo
do poacute pode ser vantajosa a elevaccedilatildeo da temperatura Poreacutem em outros casos o aumento da
temperatura pode acelerar o processo de transformaccedilatildeo e resultar na decomposiccedilatildeo de soluccedilotildees
soacutelidas supersaturadas ou outras fases metaestaacuteveis formadas durante a moagem tornando-se
uma desvantagem [26 27]
O paracircmetro mais importante para otimizaccedilatildeo do processo de siacutentese mecacircnica eacute a
determinaccedilatildeo do tempo de execuccedilatildeo Normalmente o tempo de moagem eacute escolhido com o
propoacutesito de conseguir um estado intermediaacuterio entre os estados de fratura e a fusatildeo a frio das
partiacuteculas do poacute A determinaccedilatildeo do tempo seraacute feita com base em vaacuterios paracircmetros como os
anteriormente mencionados Por isso eacute importante considerar que o niacutevel de contaminaccedilatildeo
pode aumentar e algumas fases indesejaacuteveis podem ser formadas quando o poacute eacute moiacutedo por
tempos maiores que o necessaacuterio [27]
A descriccedilatildeo das variaacuteveis adotadas durante o processo de SM eacute fundamental para
garantir a reprodutibilidade bem como para o estudo das influencias que cada paracircmetro pode
exercer sobre as caracteriacutesticas da amostra apoacutes o termino do processo [282930]
Assim apresenta-se na tabela 1 os principais paracircmetros relacionados a
reprodutibilidade do processo de siacutentese mecacircnica
21
Tabela 1 Principais variaacuteveis envolvidas no processo de siacutentese mecacircnica
24 Difraccedilatildeo de Raios X
A difraccedilatildeo de Raios X (DRX) eacute uma teacutecnica poderosa utilizada principalmente quando
se deseja realizar a caracterizaccedilatildeo estrutural de materiais Entretanto sua aplicaccedilatildeo eacute bem mais
ampla e versaacutetil sendo utilizada tambeacutem em aacutereas como a fiacutesica quiacutemica geologia
biotecnologia
Os raios X possuem energia suficiente para penetrarem nos soacutelidos e dessa forma se
mostram apropriados para investigarem estruturas internas Pode-se gerar raios X em
laboratoacuterio tanto pela desaceleraccedilatildeo dos eleacutetrons num alvo metaacutelico quanto pela excitaccedilatildeo dos
eleacutetrons dos aacutetomos alvo O primeiro processo fornece um espectro continuo e largo o segundo
fornece linhas acentuadas no espectro O meacutetodo normalmente utilizado nos equipamentos de
laboratoacuterio consiste em gerar os raios X fazendo com que um eleacutetron de alta energia gerado no
caacutetodo do tubo catoacutedico colida com um alvo metaacutelico acircnodo [31]
O feixe de raios X possui comprimento de onda (λ) caracteriacutestico que varia de acordo
com o material do acircnodo Para aplicaccedilotildees em cristalografia os comprimentos de onda mais
utilizados variam de 05 a 25 Ǻ Tal fato se justifica em virtude da proximidade desses valores
as menores distancias interatocircmicas observadas em materiais orgacircnicos e inorgacircnicos
PARAcircMETROS ENVOLVIDOS NO PROCESSO
1 Tipo de moinho usado
2 Tipo e material dos recipientes de moagem
3 Velocidade de moagem
4 Tempo de moagem
5 A BPR
6 Atmosfera de moagem
7 Agentes de controle de processo
8 Temperatura de moagem
22
O processo fiacutesico de espalhamento de difraccedilatildeo de raios X eacute o espalhamento elaacutestico dos
foacutetons pelos aacutetomos do material analisado que estatildeo dispostos na rede cristalina O
espalhamento ocorre quando o feixe de raios X atinge as nuvens eletrocircnicas que formam os
planos de um soacutelido cristalino em um determinado acircngulo onde uma porccedilatildeo da radiaccedilatildeo eacute
espalhada pela camada de aacutetomos superficiais e a outra parte do feixe natildeo espalhada penetra
na segunda camada de aacutetomos onde outra fraccedilatildeo eacute espalhada e o restante passa para terceira
camada e assim sucessivamente [3132] Pode-se observar uma representaccedilatildeo desse fenocircmeno
na Figura 9
Figura 9 Representaccedilatildeo geomeacutetrica da Lei de Bragg [28]
A teoria baacutesica que define o estudo de materiais cristalinos por difraccedilatildeo de raios X
baseia-se no princiacutepio de que as distribuiccedilotildees espaciais dos eleacutetrons no material definem
diferentes planos atocircmicos portanto esses planos atocircmicos espalham os raios X ndash vistos como
ondas ndash causando interferecircncia construtiva e destrutiva que se manifestam no padratildeo de raios
X como maacuteximos e miacutenimos respectivamente [33]
A ocorrecircncia de maacuteximos e miacutenimos pode ser explicada utilizando-se a Lei de Bragg
Utilizando o auxiacutelio geomeacutetrico da Figura 9 pode-se verificar que o caminho oacutetico percorrido
pelos raios X incidentes no primeiro plano do material eacute diferente do caminho percorrido pelos
feixes refratados no segundo plano A diferenccedila de caminho (δ) pode ser descrita como
δ = 2dhkl119904119890119899120579 (1)
Essa diferenccedila de percurso gera uma diferenccedila de fase (∆120593) entre as ondas refletidas que pode
ser expressa por
23
∆120593 = 2120587 δλfrasl (2)
onde λ eacute o comprimento de onda do feixe de raios X incidente Para um cristal perfeito e infinito
haveraacute interferecircncia construtiva somente quando δ = nλ onde n eacute um nuacutemero inteiro
Dessa forma a condiccedilatildeo para ocorrecircncia de interferecircncia construtiva pode ser expressa como
2119889ℎ119896119897119904119890119899120579 = 119899 λ (3)
Essa relaccedilatildeo eacute conhecia como a Lei de Bragg
Desse modo se o cristal for rotacionado cada conjunto de planos iraacute difratar a radiaccedilatildeo
quando o valor de 2dsenθ satisfizer a equaccedilatildeo Assim os dados de difraccedilatildeo satildeo coletados para
o cristal como um todo O arranjo de feixes difratados considerados em conjunto eacute
denominado padratildeo de difraccedilatildeo de cristal Se o material analisado estiver na forma de um poacute
de pequenos cristalitos aleatoriamente arranjados cada cristalito iraacute produzir seu proacuteprio padratildeo
de difraccedilatildeo [34]
Um ponto importante a ser considerado eacute que a intensidade determinada
experimentalmente definida como a intensidade total de cada difraccedilatildeo e que corresponde as
aacutereas delimitadas pelas respectivas curvas eacute maior que a prevista pela Lei de Bragg Tal
diferenccedila entre o padratildeo real e o previsto por Bragg reside no fato de o cristal natildeo ser perfeito
e nem infinito aleacutem dos feixes de raios X natildeo serem totalmente monocromaacuteticos e a radiaccedilatildeo
incidente natildeo corresponder a feixes perfeitamente paralelos Por tudo isso ao se observar um
padratildeo de raios X verifica-se que os picos possuem a forma de uma funccedilatildeo Gaussiana e natildeo a
de uma funccedilatildeo delta como previsto pela lei de Bragg Assim para valores ligeiramente
diferentes dos acircngulos de Bragg ocorreraacute tambeacutem difraccedilatildeo [35]
Se o material analisado for um liacutequido ou um soacutelido natildeo cristalino (amorfo) o padratildeo
obtido se caracteriza por uma quase completa ausecircncia de periodicidade uma certa ordem
apenas a pequenas distacircncias (de curto alcance) e uma preferecircncia estatiacutestica para uma distacircncia
interatocircmica particular Como consequecircncia os padrotildees tendem a possuir apenas um ou dois
picos alargados
Na Figura 10 ilustra-se as diferenccedilas tiacutepicas observadas nos padrotildees de difraccedilatildeo para
amostras de um cristal perfeito (A) um cristal real (B) e um liquido ou material amorfo (C)
24
Figura 10 Padratildeo de difraccedilatildeo para Cristal perfeito cristal real e liquido ou amorfo respectivamente
O estudo da direccedilatildeo e da intensidade do feixe difratado eacute importante pois permite obter
conclusotildees sobre o fator de estrutura de materiais cristalinos e de materiais amorfos As
intensidades relativas da difraccedilatildeo de estruturas cristalinas dependem do conteuacutedo da ceacutelula
unitaacuteria quanto ao nuacutemeros de eleacutetrons nos aacutetomos posiccedilotildees atocircmicas e da distribuiccedilatildeo
eletrocircnica nos aacutetomos Tem-se entatildeo o fator de estrutura que estaacute diretamente relacionado com
a intensidade das ondas espalhadas no fenocircmeno de difraccedilatildeo em materiais
241 Difratocircmetro
O difratocircmetro eacute constituiacutedo basicamente por um tubo de raios X um porta amostra
onde se incide a radiaccedilatildeo e um detector moacutevel Nos equipamentos modernos a geometria de
Bragg-Brentano se manteacutem com a diferenccedila de que a amostra permanece na posiccedilatildeo horizontal
podendo se movimentar apenas quando se utiliza um sistema de rotaccedilatildeo horizontal sobre o eixo
da amostra Nessa geometria um feixe de radiaccedilatildeo monocromaacutetica incide na amostra em forma
de poacute rotacionada de um acircngulo θ enquanto os dados satildeo coletados por um detector que se
move de 2θ [3637]
Uma representaccedilatildeo esquemaacutetica do funcionamento de um difratocircmetro pode ser vista
na Figura 11 Neste esquema verifica-se que o feixe de Raios X gerado pela fonte (A) sai do
tubo passando pela janela de beriacutelio em forma de uma linha O mesmo passa pela fenda soller
de placas paralelas passando em seguida pela fenda divergente e pela maacutescara que controlam
25
a aacuterea dos Raios X que incidem sobre a amostra (B) O feixe difratado passa pelas fendas anti-
espalhamento de recebimento e soller incidindo no detector (C) apoacutes passar por um
monocromador [353637]
Figura 11 Representaccedilatildeo esquemaacutetica de um Difratocircmetro [35]
As fendas soller tecircm como funccedilatildeo diminuir a divergecircncia axial de um feixe de raios X
A fenda divergente eacute utilizada para limitar a divergecircncia lateral do feixe de raios X de modo
que a superfiacutecie da amostra receba o maacuteximo possiacutevel da radiaccedilatildeo e ao mesmo tempo a
irradiaccedilatildeo do porta amostra seja evitada A maacutescara tem a funccedilatildeo de limitar a aacuterea linear
iluminada sobre a amostra [3839]
O feixe difratado eacute normalmente expresso atraveacutes de picos que se destacam do
background (ou linha de base) registrados num difratograma de intensidade versus o acircngulo
2θ As intensidades obtidas em acircngulos 2θ representadas atraveacutes dos picos nos difratogramas
correspondem agrave difraccedilatildeo do feixe incidente por um determinado conjunto de planos do cristal
que possuem mesma distacircncia interplanar cada qual com iacutendices de Miller hkl (reflexotildees hkl)
A intensidade a posiccedilatildeo angular (2θ) ou distacircncia interplanar (d) e o perfil satildeo as informaccedilotildees
obtidas de cada pico Cada composto cristalino apresenta um padratildeo difratomeacutetrico
caracteriacutestico permitindo sua identificaccedilatildeo atraveacutes das posiccedilotildees angulares e intensidades
relativas dos picos difratados [3639]
Na tabela 2 apresentam-se alguns fatores instrumentais e seus efeitos sobre as posiccedilotildees
forma e larguras dos picos de difraccedilatildeo [414243]
26
Tabela 2 Relaccedilatildeo entre os fatores instrumentais e os efeitos sobre os picos de DRX
25 Meacutetodo de Rietveld
O fiacutesico holandecircs Hugo M Rietveld desenvolveu em 1969 um meacutetodo para refinar
estruturas cristalinas a partir de modelos teoacutericos e de padrotildees de raios X (DRX) ou de necircutrons
[44 45]
O modelo matemaacutetico utilizado no Meacutetodo de Rietveld (MR) refina os perfis teoacutericos
dos picos de difraccedilatildeo de forma que estes perfis se aproximem dos perfis medidos O refinamento
possibilita determinar as propriedades cristalograacuteficas do material analisado como por
exemplo orientaccedilotildees preferenciais (textura) em alguns casos o tamanho meacutedio e a
microdeformaccedilatildeo de cristalitos e as dimensotildees da cela unitaacuteria [44]
Para executar o refinamento de estruturas o MR faz comparaccedilotildees do perfil real de uma
amostra (o observado ou experimental) com espectros teoacutericos calculados a partir de misturas
hipoteacuteticas de fases (o calculado) Compara-se pontualmente os valores obtidos atraveacutes da
diferenccedila entre as intensidades
Os valores satildeo ajustados utilizando-se o meacutetodo dos miacutenimos quadrados ateacute se
conseguir a melhor concordacircncia possiacutevel do padratildeo experimental com o calculado [46]
A diferenccedila entre as intensidades isto eacute a quantidade minimizada no refinamento eacute dada
pela seguinte expressatildeo
Sy = sum 120596119894(119910119894 minus 119910119888119894)2
119894 (4)
FATOR INSTRUMENTAL EFEITO SOBRE O PICO
Alinhamento e colimaccedilatildeo do feixe Afeta na largura e simetria dos picos
Excentricidade da amostra Influecircncia a largura e posiccedilatildeo dos picos
Planaridade da superfiacutecie da
amostra Produz assimetria dos picos em baixos acircngulos
Absorccedilatildeotransparecircncia da amostra Causa deslocamento dos picos alargamento e assimetria
principalmente em amostras com coeficientes de absorccedilatildeo
Tamanho das partiacuteculas e micro
deformaccedilatildeo da rede Causa variaccedilatildeo na largura e forma dos picos
27
Onde 120596119894 representa a intensidade observada no i-eacutesimo ponto (sendo expresso por 120596119894 =
1 119910119894frasl ) e 119910119894 representa a intensidade observada e 119910119888119894 a intensidade calculada [46]
As medidas precisas de intensidades dadas em intervalos de 2θ o incremento de 2θ
constante um modelo inicial proacuteximo a estrutura real da amostra satildeo alguns requisitos que
devem ser analisados antes de se iniciar o refinamento
Deve-se ficar claro que o MR natildeo se trata de um software os programas satildeo utilizados
para realizar os caacutelculos matemaacuteticos requeridos pelo meacutetodo Existem diversos programas
computacionais que usam o MR dentre eles o pacote de programas GSAS (General Structure
Analysis System) [47] e o EXPGUI [48]
Para se descrever o formato dos picos de DRX de materiais nanoestruturados
recomenda-se utilizar a funccedilatildeo perfil pseudo-Voigt de Thompson-Cox-Hasting modificada
(funccedilatildeo de perfil CW 4 no pacote GSAS [47]) que considera o modelo anisotroacutepico de Stephens
e efeitos de textura [4950]
Nesta funccedilatildeo de perfil a largura a meia altura (FWHM) das partes gaussiana (ΓG) e
Lorentziana (ΓL) eacute expressa da seguinte forma
Γ119866 = [(119880 + (1 minus 120578)2119889ℎ1198961198974 Γ119878
2(ℎ119896119897))1199051198861198992120579 + 119881119905119886119899120579 + 119882 +119875
1198881199001199042120579]
12
(5)
e
Γ119871 = 120578119889ℎ1198961198972 Γ119878(ℎ119896119897) 119905119886119899120579 +
119883+119883119890119888119900119904120601
119888119900119904120579 (6)
Onde dhkl eacute a distacircncia entre os planos da rede e θ eacute o acircngulo de Bragg Na parte gaussiana os
paracircmetros V e W dependem dos instrumentos Os paracircmetros P e o termo X + Xecosφ
descrevem respectivamente as contribuiccedilotildees Gaussianas e Lorentzianas para o tamanho de
cristalito Os paracircmetros P e X correspondem ao tamanho de cristalito isotroacutepico enquanto Xe
expressa efeitos de tamanho de cristalito anisotroacutepicos φ eacute o acircngulo entre o vector de reflexatildeo
e o seu respectivo eixo de ampliaccedilatildeo
O paracircmetro de tensatildeo isotroacutepica U e o paracircmetro de tensatildeo anisotroacutepica ΓS (hkl)
expressam o alargamento de pico causado por deformaccedilotildees na rede cristalina ΓS (hkl) eacute uma
28
funccedilatildeo do alargamento (hkl) e depende da simetria de cristal [4950] O paracircmetro η eacute um
coeficiente de mistura que determina as contribuiccedilotildees do alargamento gaussiano (η = 0) e
Lorentziano (η = 1)
O tamanho de cristalito aparente pode ser determinado pela formula de Scherrer
Considerando o refinamento de todos esses paracircmetros para ajustar as larguras de linha e
assumindo que a contribuiccedilatildeo da distribuiccedilatildeo de tamanho de cristalitos eacute anisotroacutepica isto eacute
fazendo P = 0 na equaccedilatildeo 5 pode-se calcular o tamanho de cristalito (lang119889rang) pela seguinte foacutermula
[52]
lang119889rang =(18000119870120582)
119871119909120587 (7)
Considerando tambeacutem que as microtensotildees satildeo isotroacutepicas e fazendo ΓS (hkl) =0 na
equaccedilatildeo 6 pode-se calcular seu percentual pela foacutermula contida no Manual do GSAS [52]
assim a microdeformaccedilatildeo (ε) pode ser expressa por
120576 =120587
18000radic(81198971198992)(119866119880 minus 119866119880119900)100 (8)
Onde GUo eacute o valor previamente obtido do material padratildeo utilizado na calibraccedilatildeo do
equipamento Os valores obtidos para a amostra padratildeo satildeo considerados como iniciais para
paracircmetros ajustaacuteveis e mantidos fixos para os demais durante o ajuste de difratogramas de
amostras em estudo [53]
Durante o refinamento pelo meacutetodo de Rietveld um conjunto de paracircmetros varaacuteveis eacute
calculado e refinado em relaccedilatildeo aos dados digitalizados do difratograma abaixo apresenta-se
um breve detalhamento desses paracircmetros [414243]
29
1- Fator de escala corresponde agrave correccedilatildeo de proporcionalidade entre o padratildeo
difratomeacutetrico calculado e o observado
2- Linha de base (background) eacute corrigida a partir de dados coletados no proacuteprio
difratograma e da interpolaccedilatildeo entre estes pontos Eacute importante conhecer o
comportamento da linha de base jaacute que esta fornece informaccedilotildees a respeito da presenccedila
de fases amorfas na amostra e pode ser incluiacuteda em uma rotina de quantificaccedilatildeo das
fases envolvidas
3- Perfil de pico conjunto de funccedilotildees analiacuteticas em que se modelam efeitos relacionados
ao perfil Algumas equaccedilotildees analiacuteticas satildeo propostas para corrigir estes efeitos como
as equaccedilotildees Gaussiana Lorentziana e de assimetria
4- Paracircmetros da ceacutelula Podem ser corrigidos pela Lei de Bragg (nλ=2dsenθ) onde o
espaccedilamento d estaacute relacionado aos iacutendices de Miller e portanto aos paracircmetros de
ceacutelula (a b c α β γ) A indexaccedilatildeo dos picos eacute feita levando-se em conta os paracircmetros
da ceacutelula e a intensidade calculada o que mostra certa vantagem em relaccedilatildeo a teacutecnicas
convencionais pois todos os paracircmetros que influenciam na discrepacircncia dos valores
de d satildeo refinados conjuntamente com os das intensidades
5- Fator de estrutura os paracircmetros variaacuteveis deste fator satildeo posiccedilotildees atocircmicas fatores
de temperatura isotroacutepicos ou anisotroacutepicos e o nuacutemero de ocupaccedilatildeo
6- Deslocamento paracircmetros de correccedilatildeo dos deslocamentos devido agrave fuga do ponto focal
da oacuteptica do difratocircmetro
7- Orientaccedilatildeo preferencial correccedilatildeo de problemas gerados na preparaccedilatildeo de amostra
Trabalhos da literatura mostram que a reduccedilatildeo computacional da orientaccedilatildeo preferencial
tem eficiecircncia limitada daiacute a preocupaccedilatildeo em controlar este efeito durante a preparaccedilatildeo
da amostra
30
251 Iacutendices de avaliaccedilatildeo da qualidade do refinamento
A qualidade do refinamento deve ser verificada atraveacutes de indicadores estatiacutesticos
numeacutericos que satildeo utilizados durante o processo iterativo (caacutelculos) e apoacutes o teacutermino deste
para aferir se o refinamento estaacute se procedendo de modo satisfatoacuterio [46]
Os refinamentos realizados no software GSAS [47] devem ser acompanhados no que
diz respeito a convergecircncia ao miacutenimo global por iacutendices de confiabilidade para julgar a
qualidade dos mesmos dentre eles o Rwp (R ponderado) e o 1205362 chamado de ldquogoodnees of fit
os quais estatildeo relacionados com o perfil do difratograma [46]
O Rwp eacute expresso por
119877119908119901 = ( radicsum 120596119894(119910119894minus 119910119888119894)2
119894
sum 120596119894(119910119894)2119894
) 119909 100 (9)
O denominador do Rwp eacute a funccedilatildeo de minimizaccedilatildeo (equaccedilatildeo 4) Esse eacute o iacutendice que deve
ser analisado para verificar se o refinamento estaacute convergindo Se o valor de Rwp estaacute
diminuindo entatildeo o refinamento estaacute sendo bem-sucedido Bons refinamentos fornecem
valores de Rwp da ordem de 2 a 10 tipicamente se encontram entre 10 e 20 [46]
O Rexp eacute o valor estatisticamente esperado sendo expresso conforme [54]
119877119890119909119901 = [(119873minus119875)
sum 119908119894(119910119894(119900119887119904))sup2]
12frasl
(10)
Por sua vez o 1205362 eacute definido como
1205942 = 119877119908119901
119877119890119909119901 (11)
Trata-se de um iacutendice frequentemente utilizado estando relacionado agrave qualidade do
ajuste entre o difratograma calculado e o observado Espera-se que seu valor seja equivalente a
10 em um refinamento perfeito sendo que na praacutetica valores em torno de 50 caracterizam
refinamentos otimizados [43] O Rexp utilizado para se determinar o valor de 1205362 eacute o valor
estatisticamente esperado para o Rwp
31
252 GSAS-EXPGUI
O diagrama de blocos da Figura 12 descreve os procedimentos a serem seguidos para se
iniciar um refinamento no software EXPGUI [48]
Figura 12 Diagrama de blocos com ordem dos procedimentos para iniacutecio do refinamento no EXPGUI
Iniciar o programa
Adicionar as fases
Inserir o Difratograma Experimental
Inserir o arquivo PRM
Escolha da funccedilatildeo de background
powpref
genles
Abertura do programa com criaccedilatildeo de um novo arquivo referente ao
refinamento que seraacute iniciado
A adiccedilatildeo das fases presentes na amostra normalmente utiliza-se arquivos
com as informaccedilotildees cristalograacuteficas com a extensatildeo cif
Insere-se o arquivo contendo o difratograma experimental (com a extensatildeo
gsas)
Inserir o PRM O arquivo PRM conteacutem informaccedilotildees instrumentais do
difratocircmetro utilizado como por exemplo o nome do difratocircmetro o
comprimento de onda da radiaccedilatildeo utilizada a polarizaccedilatildeo e os paracircmetros de
perfil relacionados ao alargamento instrumental
O passo seguinte eacute a escolha da funccedilatildeo de background e o nuacutemero de termos
que se iraacute utilizar O programa dispotildee de 8 tipos de funccedilotildees background Na
sequecircncia deve-se escolher a funccedilatildeo de perfil que iraacute modelar os picos de
difraccedilatildeo O GSAS possui cinco funccedilotildees Nesse trabalho utilizou-se a funccedilatildeo
nuacutemero 4
Preparar e carregar os dados
Prepara para rodar os ciclos de refinamento
32
Concluiacutedo os processos descritos na Figura 12 inicia-se o refinamento dos paracircmetros
vale ressaltar que a utilizaccedilatildeo da funccedilatildeo perfil pseudo-Voigt de Thompson-Cox-Hasting
modificada embora seja mais interessante para refinamentos de estruturas ela pode apresentar
alguma complicaccedilatildeo devido agrave grande quantidade de paracircmetros altamente correlacionados (GU
GV GW GP LX) que tornam a convergecircncia um desafio agrave paciecircncia
Entretanto a sua aplicaccedilatildeo pode ser significativamente simplificada se um refinamento
preacutevio de uma amostra padratildeo for realizado e os paracircmetros instrumentais obtidos forem
usados como paracircmetros iniciais para o refinamento do material desejado [46]
Na Figura 13 apresenta-se um print da interface do EXPGUI Durante os procedimentos
de refinamento
Figura 13 Interface do EXPGUI para refinamento dos paracircmetros
Para refinamento dos paracircmetros o conhecimento da correlaccedilatildeo de cada fator torna mais
faacutecil o sucesso e a qualidade final do refinamento Escolhendo-se a funccedilatildeo de perfil 4 tem-se as
seguintes correlaccedilotildees mostradas na tabela 3
33
Tabela 3 Correlaccedilotildees e definiccedilotildees para as variaacuteveis envolvidas no refinamento pelo MR no EXPGUI
PARAcircMETRO CORRELACcedilAtildeO NO MODELO REFINADO
GV e GW Definem a largura da gaussiana relacionada ao alargamento instrumental
GU Define a largura da gaussiana relacionada agrave micro deformaccedilatildeo da rede
GP Define a largura da gaussiana relacionada ao tamanho de cristalito
LX Define a largura da lorentziana relacionada ao tamanho de cristalito
PTEC Avalia a anisotropia do tamanho de cristalito relacionada ao alargamento de
Lorentz
SHKL Define a micro deformaccedilatildeo da rede relacionada ao alargamento de Lorentz Seu
nuacutemero de termos depende da simetria de Laue
TRNS Descreve a profundidade de penetraccedilatildeo dos raios X em uma amostra
SHFT Determina o deslocamento em 2θ devido agrave posiccedilatildeo da amostra no porta amostra
SFEC Avalia a anisotropia quando haacute falhas de empilhamento da rede
ETA Eacute o termo de mistura entre as contribuiccedilotildees de Gauss e de Lorentz
SL e HL Satildeo termos de assimetria relacionados agrave divergecircncia axial
25 Calorimetria Diferencial de Varredura
A calorimetria diferencial de varredura (Differential Scanning Calorimetry- DSC) eacute um
meacutetodo de medida bem estabelecido e usado numa ampla escala em diferentes aacutereas de
pesquisa Com as medidas de DSC eacute possiacutevel investigar a evoluccedilatildeo teacutermica dos materiais e
tambeacutem avaliar grandezas como pureza capacidade teacutermica calor de transiccedilatildeo transiccedilotildees
viacutetreas relaxaccedilatildeo teacutermica [2]
O sistema DSC consiste na detecccedilatildeo de um sinal eleacutetrico gerado pela diferenccedila de
temperatura entre o material de referecircncia cujo comportamento com a temperatura eacute conhecido
e o material que estaacute sendo investigado (amostra) O DSC eacute um meacutetodo calorimeacutetrico no qual
satildeo medidas diferenccedilas de energia A Figura 14 ilustra a configuraccedilatildeo de um DSC
34
Figura 14 Ilustraccedilatildeo da configuraccedilatildeo de um DSC
As curvas construiacutedas com os dados DSC permitem identificar substacircncias construir
diagramas de fase aleacutem de determinar a fraccedilatildeo de cristalinidade dos materiais A amostra natildeo
inerte pode sofrer periodicamente fenocircmenos de absorccedilatildeo ou geraccedilatildeo de calor em funccedilatildeo do
tempo temperatura e posiccedilatildeo do meio Entre os processos de absorccedilatildeo de calor (endoteacutermicos)
pode-se destacar a fusatildeo a sublimaccedilatildeo a adsorccedilatildeo e entre os processos de geraccedilatildeo de calor
(exoteacutermicos) destacam-se a cristalizaccedilatildeo e a desorccedilatildeo
De acordo com o fenocircmeno ocorrido com a amostra no interior do equipamento a curva
gerada poderaacute apresentar picos endoteacutermicos ou exoteacutermicos a associaccedilatildeo dos dados com um
diagrama de fases um DRX ou outra teacutecnica poderaacute ser necessaacuterio para se extrair informaccedilotildees
consistentes A Figura 15 ilustra as possiacuteveis configuraccedilotildees encontradas em uma curva tiacutepica
de DSC
Figura 15 Representaccedilatildeo graacutefica dos padrotildees geneacutericos de picos apresentados no DSC
35
Dentre os possiacuteveis fenocircmenos apresentados por uma amostra em um DSC pode-se
obter picos exoteacutermicos ou endoteacutermicos Pode-se calcular a energia de ativaccedilatildeo (Ea) necessaacuteria
para promover a cristalizaccedilatildeo ou a nucleaccedilatildeo de uma fase Para tanto eacute necessaacuterio conhecer
valores de temperaturas de pico de cristalizaccedilatildeo (Tc) medidas para diferentes taxas de
aquecimento constantes (τ) e aplicar esses valores na equaccedilatildeo de Kissinger mostrada abaixo
[2]
119897119899 (τ
1198791198882) = minus
119864119886
119877119879119888+ 119888 (12)
onde R = 831 Jmol K eacute a constante molar dos gases e c eacute uma constante arbitraria
36
3 PROCEDIMENTOS EXPERIMENTAIS
31 Produccedilatildeo da Amostra
Para produccedilatildeo da amostra de Bi3Ni utilizou-se a formula AxBy onde x + y =100 e as
relaccedilotildees abaixo descritas as quais permitem encontrar os valores em fraccedilatildeo da massa de cada
componente
119872119879119900119905119886119897 = (119909
119909+119910) 119872119860 + (
119910
119909+119910) 119872119861
119876119860 = (119909
119909+119910)
119872119860
119872119879119874119879119860119871 e (13)
119876119861 = (119910
119909 + 119910)
119872119861
119872119879119874119879119860119871
onde MTotal = massa total a ser pesada MA = massa do elemento A (constante na Tabela
Perioacutedica) MB = massa do elemento B (constante na Tabela Perioacutedica) QA = fraccedilatildeo da massa
do elemento A a ser pesada e QB = fraccedilatildeo da massa do elemento B a ser pesada
Considerando-se as relaccedilotildees acima a amostra composta pelos elementos quiacutemicos
Niacutequel (Ni) e Bismuto (Bi) foi produzida com a massa total de 3 gramas sendo 026 gramas
de Ni (Alfa Aesar com 9995 de pureza e com tamanho de partiacutecula de minus100 mesh) e 274
gramas de Bi (Alfa Aesar com 9995 de pureza e com tamanho de partiacutecula de minus100 mesh)
Para pesagem foi utilizada a balanccedila eletrocircnica de alta precisatildeo (001mg) SHIMADZU modelo
(AUW220D)
32 Siacutentese Mecacircnica
Apoacutes a preparaccedilatildeo da amostra iniciou-se a fase da moagem mecacircnica Para tal utilizou-
se o moinho High Energy Ball Mill Emax da Retsch pertencente ao Laboratoacuterio de Siacutentese e
Caracterizaccedilatildeo de Nanomateriais (LSCN) do IFAM O moinho Emax combina vantagens de
diversos tipos de moinho tais como impacto de alta frequecircncia (moinho oscilante) atrito
37
intenso (moinho oscilante de discos) e movimentos rotativos controlados do vaso de moagem
(moinho de bolas planetaacuterio) o que proporciona um oacutetimo desempenho [55]
Na Figura 16 satildeo mostradas as imagens do moinho na imagem agrave esquerda observa-se a posiccedilatildeo
de fixaccedilatildeo dos dois jarros de moagem
Figura 16 Moinho High Energy Ball Mill Emax
Os suportes de cada vaso satildeo afixados sobre dois discos que giram no mesmo sentido
movendo assim os vasos por uma trajetoacuteria circular sem que estes modifiquem sua orientaccedilatildeo
A accedilatildeo combinada da geometria dos vasos e da mecacircnica do movimento gera um forte atrito
entre as bolas a amostra e as paredes do vaso bem como uma elevada aceleraccedilatildeo que lanccedila as
bolas com forte impacto contra a amostra junto agraves paredes do vaso Disso resulta uma melhor
mistura das partiacuteculas e uma menor granulometria final [55]
O moinho possui um sistema de resfriamento por aacutegua permitindo que a elevada
aplicaccedilatildeo de energia possa ser aproveitada com eficiecircncia no processo de moagem sem que a
amostra se superaqueccedila
A amostra foi colocada no jarro de moagem juntamente com 3 esferas de accedilo inoxidaacutevel
com massa total de 2092 g resultando numa BPR aproximada de 71 O jarro de moagem foi
levado a glove box onde foi realizado o vaacutecuo do ambiente com a posterior injeccedilatildeo de gaacutes
Argocircnio e a selagem do vaso de moagem Esse procedimento teve como objetivo evitar uma
possiacutevel oxidaccedilatildeo da amostra durante a moagem mecacircnica
38
Na Figura 17 eacute possiacutevel visualizar o jarro de moagem em dois momentos sendo o
primeiro entes do fechamento com as esferas e a amostra e posteriormente durante o processo
de fechamento dentro da glove box
Figura 17 Preparaccedilatildeo e selagem do vaso de moagem
O primeiro processo de moagem da mistura foi realizado durante uma hora Apoacutes esse
tempo o jarro foi aberto e feito uma Difraccedilatildeo de Raios X (DRX) da amostra Seguiu-se entatildeo
para selagem do vaso de moagem e preparaccedilatildeo para novo ciclo de moagem O intervalo de
moagem passou a ser de 3 horas sendo realizado em trecircs etapas de 1 hora entre cada etapa
houve um intervalo de 5 minutos para resfriamento da amostra realizadas sem abertura do jarro
de moagem
No procedimento foi utilizada a rotaccedilatildeo de 1000 rpm a temperatura do vaso variou de
27 degC agrave 39 degC no final da moagem Apoacutes as 3 horas de moagem o vaso foi aberto e realizou-se
um DRX da amostra Esse processo se repetiu por seis vezes tendo gerado intervalos de tempo
de1h 4hs 7hs 10hs 13hs 16hs e 19hs de moagem
O fim da moagem foi estabelecido com base na anaacutelise dos difratogramas da amostra e
da constataccedilatildeo de equiliacutebrio na evoluccedilatildeo ou formaccedilatildeo de novas fases
39
33 Difraccedilatildeo de Raios X
As medidas de DRX foram realizadas no Laboratoacuterio de Materiais (LabMat) da UFAM
utilizando um Difratocircmetro de Raio-X modelo Empyrean da PANalytical com radiaccedilatildeo CuKα1
de 1 5406 Aring e se dividiram em duas etapas
A primeira etapa foi realizada com os intervalos de 1h 4hs 7hs 10hs 13hs 16hs e 19
horas e teve como finalidade acompanhar a evoluccedilatildeo estrutural da amostra e confirmar a
formaccedilatildeo da fase uacutenica de Bi3Ni
A Figura 18 apresenta o porta amostra em duas etapas distintas a primeira com a
amostra sendo preparada adequadamente e na segunda pronta para a realizaccedilatildeo do DRX
Figura 18 Preparaccedilatildeo da amostra para realizaccedilatildeo de DRX
Os difratogramas experimentais gerados foram submetidos agrave identificaccedilatildeo das fases
cristalinas atraveacutes de comparaccedilotildees com padrotildees difratomeacutetricos disponibilizados no banco de
dados do Inorganic Crystal Structure Database ndash ICSD
Na Figura 19 apresenta-se o goniocircmetro difratocircmetro de raio-X modelo Empyrean da
PANalytical
40
Figura 19 Difratocircmetro de Raio-X modelo Empyrean da PANalytical
Os padrotildees usados de DRX foram os seguintes
Faixa de acircngulo 10 ndash 100deg
Velocidade de escaneamento 1deg min
Tempo aproximado de realizaccedilatildeo do difratograma 45 min
Tubo de raio-X de cobre (Cu)
Voltagem 40 kV
Corrente 30 mA
Divergecircncia de fenda 10 (deg)
Dispersatildeo de fenda 10 (deg)
A segunda etapa das medidas de DRX foi realizada com uso do forno e medidas in situ
tendo sido realizadas com a amostra moiacuteda por 19 horas nas temperaturas de 250 2500 3000 e
350 0C essas medidas tiveram a finalidade de acompanhar o comportamento estrutural em
funccedilatildeo da temperatura e estudar a estabilidade teacutermica da amostra Detalhes do forno estatildeo
ilustrados nas Figuras 20
41
Figura 20 Preparaccedilatildeo da amostra e porta amostra no forno do DRX
A primeira mediccedilatildeo foi realizada a temperatura de 25 oC seguindo-se de um
aquecimento a taxa de 10 oCmin ateacute atingir a temperatura de 250 oC apoacutes atingir a temperatura
procedeu-se uma execuccedilatildeo de uma isoteacutermica por 10 minutos antes da mediccedilatildeo in situ de DRX
O procedimento foi repetido para as temperaturas de 300 oC e 350 oC conforme pode-se
observar na rampa de aquecimento da Figura 21
Figura 21 Rampa de aquecimento para medidas in situ de DRX
34 Refinamento pelo Meacutetodo de Rietveld
Para realizaccedilatildeo dos refinamentos pelo MR desta dissertaccedilatildeo utilizou-se o programa
GSAS (General Structure Analysis System) e o EXPGUI [4748]
42
Para se descrever o formato dos picos de DRX utilizou-se a funccedilatildeo perfil pseudo-Voigt
de Thompson-Cox-Hasting modificada funccedilatildeo de perfil CW 4 no pacote GSAS que considera
o modelo anisotroacutepico de Stephens e efeitos de textura [4950]
Para o coeficiente de mistura (η) que determina as contribuiccedilotildees do alargamento
gaussiano (η = 0) e Lorentziano (η = 1) nas equaccedilotildees 5 e 6 foi utilizado neste trabalho o valor
de η = 075
Os coeficientes de alargamento instrumental V e W constantes na equaccedilatildeo 5 foram
previamente obtidos a partir do DRX de uma amostra padratildeo bem cristalizada e mantidos fixos
no refinamento dos dados experimentais
Para o caacutelculo do tamanho meacutedio de cristalito com o uso da equaccedilatildeo 7 utilizou-se o
valor de K = 091 e 120582=0154056 nm
O GSAS dispotildee de 8 tipos de funccedilotildees de background neste trabalho utilizou-se a funccedilatildeo
polinomial de Chebyshev o nuacutemero de termos variou tendo sido utilizados 20 termos na funccedilatildeo
polinomial para refinamentos com a presenccedila da fase amorfa e 6 termos apoacutes a cristalizaccedilatildeo da
fase amorfa
Para iniacutecio do refinamento no programa EXPGUI foi utilizado o diagrama de blocos da
Figura 12 e para o refinamento dos paracircmetros as correlaccedilotildees da tabela 3
35 Tratamento Teacutermico
Foi realizado um tratamento teacutermico na amostra moiacuteda por 19 horas com a finalidade
de promover o relaxamento dos defeitos e tensotildees causados durante a moagem mecacircnica e a
cristalizaccedilatildeo da fase amorfa presente A partir da temperatura ambiente 25 oC iniciou-se o
aquecimento a uma taxa de 10 oCmin A temperatura final foi de 800 oC seguindo-se do
desligamento do forno que se manteve fechado ateacute que a temperatura da amostra atingisse
25 oC Em seguida a amostra foi retirada do forno e foi realizado um DRX Utilizou-se um forno
tubular com tubo de quartzo e uma atmosfera com fluxo constante de gaacutes argocircnio ilustrado
na Figura 22
43
Figura 22 Forno utilizado para realizar o tratamento teacutermico
36 Calorimetria Diferencial de Varredura (DSC)
As medidas de DSC foram realizadas na amostra moiacuteda por 19 horas em uma ceacutelula
Netzsch modelo DSC 3500 Sirius pertencente ao Laboratoacuterio de Termo ciecircncias da UFAM
Para realizaccedilatildeo das medidas utilizou-se um fluxo de proteccedilatildeo de N2 a 50 mlmin com
temperatura inicial de 25 oC e temperatura final de 550 oC
Foram realizadas quatro medidas com as taxas de transferecircncia de calor de 25 oCmin
5 oCmin 10 oCmin e 20 oCmin Foram utilizados cadinhos (porta amostra) de alumiacutenio e a
massa meacutedia de 22 mg de amostra foi utilizada nos quatro experimentos
Na Figura 23 eacute mostrada a ceacutelula Netzsch modelo DSC 3500 Sirius onde foram
realizadas as medidas e os cadinhos sendo dois fechados e um com a amostra visiacutevel
Figura 23 Equipamento utilizado para realizar o DSC
44
4 RESULTADOS E DISCUSSOtildeES
41 Evoluccedilatildeo estrutural
A Figura 24 mostra a evoluccedilatildeo estrutural durante o processo de siacutentese conforme
descrito nos procedimentos experimentais Qualitativamente podemos ver nesta figura uma
modificaccedilatildeo gradativa dos padrotildees de difraccedilatildeo O pico mais intenso da amostra moiacuteda por 1
hora corresponde ao plano (1 0 -2) do Bi precursor
Acompanhando o comportamento deste plano em especiacutefico constata-se que entre a
primeira e a quarta hora o mesmo sofre apenas uma ligeira diminuiccedilatildeo Concomitantemente
com este decreacutescimo emergem pequenos novos picos em 2θ aproximadamente entre 28 e 35o
Com 7 horas de moagem os novos picos satildeo evidentes e foram identificados junto agrave base de
dados do ICSD como a estrutura desejada Bi3Ni grupo espacial Pnma (cartatildeo nuacutemero 391336)
Em 13 horas de moagem o pico do Bi atinge seu miacutenimo e segue estaacutevel ateacute 19 h de moagem
Dada a observaccedilatildeo da estabilizaccedilatildeo estrutural o processo foi interrompido Uma anaacutelise mais
detalhada dos difratogramas seraacute mostrada e discutida na sequecircncia
Figura 24 Padratildeo de difraccedilatildeo observado para amostra e Bi3Ni durante todo intervalo de moagem
10 20 30 40 50 60 70 80
19h
16h
1h
10h
1h
7h
4h
2(graus)
1h
13h
Inte
nsid
ade (
ua
)
45
Na Figura 25 mostramos a indexaccedilatildeo das fases na primeira hora de moagem onde foi
verificada o iniacutecio da nucleaccedilatildeo do Bi3Ni Tambeacutem eacute possiacutevel observar os picos do elemento
precursor minoritaacuterio no caso o Niacutequel (cartatildeo ICSD 64703)
Figura 25 Difratograma obtido apoacutes a primeira hora de moagem
Seguindo o processo de moagem conforme descrito nos procedimentos experimentais
a amostra foi moiacuteda por mais 3 horas totalizando 4 horas de moagem os difratogramas obtidos
satildeo apresentados nas Figuras 26 e 27 Nesta etapa jaacute natildeo eacute mais possiacutevel identificar a presenccedila
dos picos referentes ao niacutequel dessa forma somente satildeo observados os picos do bismuto e do
Bi3Ni Poreacutem como verificamos na Figura 24 a nucleaccedilatildeo da liga Bi3Ni continua ocorrendo
sistematicamente
Na Figura 26 mostramos uma comparaccedilatildeo do difratograma padratildeo de Bi3Ni (cartatildeo
nuacutemero 391336 do ICSD) com o difratograma da amostra moiacuteda por 4 horas plotados em
conjunto para destacar a nucleaccedilatildeo da fase de Bi3Ni
Na Figura 27 apresenta-se o resultado do refinamento pelo meacutetodo de Rietveld para as
4 horas de moagem Eacute possiacutevel verificar um bom acordo entre o padratildeo de DRX da amostra e
o padratildeo refinado por MR Os fatores de qualidade podem ser verificados na tabela 4 Neste
refinamento obtivemos uma fraccedilatildeo de fase equivalente a 67 de Bi e 33 de Bi3Ni
46
Figura 26 Difratograma da amostra moiacuteda durante 4 horas (curva com ruiacutedo) e o padratildeo idealizado
do Bi3Ni calculado a partir do arquivo CIF (cartatildeo ICSD no 391336)
Figura 27 Padratildeo observado no DRX (4horas) calculado e residual obtidos no refinamento pelo MR
10 20 30 40 50 60 70 80
23 24 25 26 27 28 29 30 31 32 33
Inte
nsid
ade (
ua
)
2(graus)
4 horas
CIF Bi3Ni
10 20 30 40 50 60 70 80
Experimental
Calculado
Residual
Inte
nsid
ade (
u a)
2 (graus)
4 horas
25 30 35 40 45
47
Em todas as etapas do processo de moagem foram obtidos refinamentos com iacutendices de
qualidade muito semelhantes Natildeo houve alteraccedilatildeo nos acircngulos da ceacutelula unitaacuteria do composto
de Bi3Ni que permanecerem com α= β= λ = 90o Os valores obtidos para os iacutendices de avaliaccedilatildeo
da qualidade e os paracircmetros de rede encontram-se na tabela 4
Tabela 4 Valores de Rwp e 1205362 obtidos nos refinamentos realizados durante o processo de moagem
mecacircnica para o Bi3Ni
Com os resultados obtidos nos refinamentos determinou-se as contribuiccedilotildees em
porcentagem de cada fase em funccedilatildeo do tempo de moagem Verifica-se que apoacutes a primeira
hora de moagem natildeo se identifica no difratograma a presenccedila de Ni entretanto a fase de Bi3Ni
continua nucleando indicando que ainda existe niacutequel disponiacutevel para a formaccedilatildeo desta fase
Pode-se conceber algumas hipoacuteteses para este fato A primeira refere-se agrave sensibilidade do
equipamento de DRX que natildeo identifica precisamente elementos com fraccedilatildeo de fase menor
que 10 Outa hipoacutetese provaacutevel pode ser atribuiacutea a uma adesatildeo do niacutequel nas paredes do jarro
de moagem ou nas esferas de accedilo tendo em vista sua ductilidade
Na Figura 28 foi plotado a fraccedilatildeo de cada uma das fases presentes no processo de
moagem em funccedilatildeo do tempo Fica evidente que apoacutes a primeira hora a fraccedilatildeo de fase do niacutequel
eacute zero mas continua ocorrendo a nucleaccedilatildeo do Bi3Ni que estabiliza em 13 horas
TEMPO DE MOAGEM RWP 1205362 PARAcircMETROS DE REDE DO BI3NI
a (Å) b (Å) c (Å) Volume (Å3)
4 HORAS 77 139 8890(9) 4102(1) 11502(1) 41949(6)
7 HORAS 70 137 8891(3) 4106(1) 11500(1) 41986(9)
10 HORAS 71 131 8888(1) 4104(8) 11495(1) 41939(5)
13 HORAS 65 124 8893(5) 4104(3) 11507(1) 42003(2)
16 HORAS 64 124 8888(7) 4102(9) 11499(9) 41940(1)
19 HORAS 63 123 8894(1) 4105(1) 11506(5) 42012(3)
48
Figura 28 Fraccedilatildeo das fases de Ni Bi e Bi3Ni em funccedilatildeo do tempo de moagem
Utilizando-se a equaccedilatildeo 7 com os dados obtidos no refinamento pelo MR calculou-se
o tamanho meacutedio dos cristalitos de Bi3Ni em funccedilatildeo do tempo de moagem Na Figura 29
apresenta-se em forma de um graacutefico os valores obtidos Observamos que entre a quarta e a
seacutetima hora haacute um aumento aproximado de 14 no tamanho meacutedio do cristalito pode-se
atribuir esse aumento a uma possiacutevel deformaccedilatildeo plaacutestica da amostra acarretando num
acreacutescimo da aacuterea de superfiacutecie o que aumentaria progressivamente a probabilidade de
soldagem a frio dessas partiacuteculas gerando assim um aumento do tamanho meacutedio do cristalito
Entre a seacutetima e a deacutecima hora de moagem ocorre uma reduccedilatildeo de 26 no tamanho do
cristalito maior valor percentual obtido entre intervalos de moagem Entre a deacutecima sexta e a
deacutecima nona hora haacute uma estabilizaccedilatildeo no processo de reduccedilatildeo do tamanho de cristalito
Obtivemos no final do processo uma reduccedilatildeo total de aproximadamente 59 o que representa
um tamanho meacutedio de cristalito na ordem de 2653 nm
Plota-se na Figura 29 um graacutefico com tamanho meacutedio de cristalito do composto Bi3Ni
em funccedilatildeo do tempo de moagem
0 5 10 15 20
0
20
40
60
80
100
Fra
ccedilao d
e fases (
)
Tempo de moagem ( horas)
Bi
Bi3Ni
Ni
49
Figura 29 Tamanho meacutedio de cristalito de Bi3Ni em funccedilatildeo do tempo de moagem
Natildeo houve formaccedilatildeo de novas fases ou aparentemente quaisquer outras alteraccedilotildees
significativas apoacutes a deacutecima terceira hora de moagem Os uacutenicos efeitos com a continuaccedilatildeo da
moagem foram a melhora da cristalizaccedilatildeo da fase de interesse e o aumento de intensidade do
perfil referente a fase amorfa Poreacutem o processo de moagem totalizou 19 horas a finalidade
deste intervalo apoacutes a estabilizaccedilatildeo de formaccedilatildeo da fase pretendida foi verificar a possibilidade
de oxidaccedilatildeo da amostra que ficou exposta ao ambiente durante a execuccedilatildeo do DRX
Observa-se nos difratogramas da Figura 24 a formaccedilatildeo de uma acentuada elevaccedilatildeo na
linha de base entre a faixa de 2θ que vai de aproximadamente 26deg a 36deg A forma ou perfil
dessa elevaccedilatildeo eacute um forte indicio do aparecimento de uma fase amorfa Para alcanccedilar bom
acordo nos refinamentos Rietveld foram necessaacuterios 20 termos na funccedilatildeo polinomial de
Chebyshev para descrever estas linhas de base (background)
Analisando-se portanto os difratogramas referentes agraves etapas de 10 13 16 e 19 horas
eacute possiacutevel identificar o crescimento dessa fase amorfa conforme mostramos na Figura 30
4 6 8 10 12 14 16 18 20
25
30
35
40
45
50
55
Ta
ma
nh
o m
eacuted
io d
e c
rista
lito
(n
m)
Tempo de moagem (horas)
50
Estas curvas satildeo particularmente interessantes uma vez que podemos avaliar as
distacircncias R entre os primeiros vizinhos da fase desordenada aplicando a equaccedilatildeo de Ehrenfest
que pode ser expressa como [56]
2Rsen(θ) = 123λ (14)
O maacuteximo destas curvas correspondem a 2θ ~29o o que nos leva a distacircncias aproximada
de 38 Aring Esta distacircncia natildeo fere nenhum viacutenculo de distancias entre os atamos para
Ni-Ni~248 Aring Ni-Bi~ 278 Aring Bi-Bi~308 Aring Bi-O~214 Aring
Figura 30 Comparaccedilatildeo das funccedilotildees de background para a amostra moiacuteda por 10 13 16 e 19 horas
Com objetivo de avaliar com mais detalhes a estrutura nanocristalina e amorfa
realizamos medidas de difraccedilatildeo com configuraccedilotildees que produzissem uma maior qualidade nos
dados obtidos utilizamos uma cacircmara com baixo vaacutecuo e aumentamos o tempo de aquisiccedilatildeo
dos dados
A Figura 31 mostra o padratildeo obtido para a amostra final moiacuteda por 19 horas
Destacamos a evidente fase amorfa que se forma
10 20 30 40 50 60 70 80
19 horas
16 horas
13 horas
10 horas
Inte
nsid
ade (
u a)
2 (graus)
51
Figura 31 Formaccedilatildeo da fase amorfa na amostra de Bi3Ni apoacutes 19 horas de moagem
Comparando o padratildeo de DRX obtido para amostra moiacuteda por 19 horas com o
difratograma padratildeo de Bi3Ni (cartatildeo nuacutemero 391336 do ICSD) pode-se constatar a
equivalecircncia dos picos conforme apresentada Figura 32
Com os difratogramas de maior resoluccedilatildeo verificamos a presenccedila embora em uma
pequena fraccedilatildeo de Bi (ICSD no 64703) Assim como uma ligeira sugestatildeo da existecircncia de
Bi2O3 (ICSD no 41764) vislumbra-se essa fase em virtude da possiacutevel oxidaccedilatildeo da amostra
devido as sucessivas aberturas do jarro de moagem para realizaccedilatildeo do DRX entretanto
diferentemente do que se percebe para o bismuto natildeo haacute nenhum pico referente ao oxido de
bismuto
Na posiccedilatildeo de 2θ~27o existe um pico caracteriacutestico do Bi2O3 entretanto mesmo com a
melhor resoluccedilatildeo do DRX natildeo eacute possiacutevel distinguir claramente a fase do oxido de bismuto
assim durante o processo de refinamento pelo MR natildeo foi adicionada a fase relativa ao oxido
O refinamento pelo meacutetodo de Rietveld referente a amostra moiacuteda por 19h encontra-se
na Figura 33 percebe-se a boa concordacircncia obtida para a fase de interesse Bi3Ni e a fase
20 30 40 50 60 70 80
Bi
Inte
nsid
ade (
u a)
2 (graus)
Bi
20 25 30 35 40 45
52
amorfa O asterisco indicando o pico principal do Bi salienta que essa fase por contribuir
modestamente em um difratograma tatildeo complexo natildeo eacute bem ajustada
Figura 32 Difratograma da amostra moiacuteda 19h em conjunto com os CIFs de o Bi3Ni Bi e Bi2O3
Figura 33 Difratograma da amostra moiacuteda 19h e refinada por meacutetodo de Rietveld partindo dos CIFs
do Bi3Ni Bi
20 30 40 50 60 70 80
19 horas
Bi3Ni
Bi
Bi2O
3
In
tensid
ade (
u a)
2 (graus)
25 30 35 40
20 30 40 50 60 70 80
Experimental (19h)
Calculado
Residual
Inte
nsid
ade (
u a)
2 (graus)
20 25 30 35 40 45 50
53
Os trabalhos cientiacuteficos que versam sobre a produccedilatildeo e a caracterizaccedilatildeo do composto
Bi3Ni descrevem que a siacutentese pode ser realizada por vaacuterios mecanismos normalmente as
metodologias mais usadas para obtenccedilatildeo envolvem os processos em meio quiacutemico a
eletrodeposiccedilatildeo e a solidificaccedilatildeo raacutepida Em alguns casos utilizou-se longos processos teacutermicos
que envolvem a permanecircncia da amostra num forno de resistecircncia a 1100 degC durante 3 dias
[13] ou processos de sinterizaccedilatildeo com recozimento a vaacutecuo a temperatura de 1000 degC por 24
horas [15] Relata-se tambeacutem que conforme ocorreu neste trabalho algumas amostras
apresentam pequenos traccedilos de Bi em sua composiccedilatildeo final [13]
Dessa forma o primeiro desafio desse trabalho foi produzir uma fase uacutenica de Bi3Ni por
meio da moagem mecacircnica entretanto verificou-se no resultado obtido no DRX e no
refinamento pelo MR que a fase de Bi3Ni embora apresente uma fraccedilatildeo de 999 ainda possui
leves traccedilos do pico mais intenso de bismuto (indicado por um asterisco na Figura 33) Uma
proposta futura seria portanto acrescentar uma pequena quantidade de Ni para interagir com
esse Bi remanescente
42 Medidas de DRX in situ
Com o objetivo de estudar a estabilidade teacutermica e acompanhar a evoluccedilatildeo estrutural da
amostra em funccedilatildeo da temperatura foram realizadas medidas de DRX in situ conforme
descrito nos procedimentos experimentais A Figura 34 apresenta os quatro difratogramas
obtidos
A temperatura de 25 oC observa-se uma fase uacutenica do composto Bi3Ni (com jaacute
mencionado anteriormente a amostra possui uma leve indicaccedilatildeo da presenccedila de bismuto) que
possui estrutura ortorrocircmbica e grupo espacial Pnma eacute a mesma apresentada na Figura 32
A medida que aumentamos a temperatura conforme descrito na seccedilatildeo 3 Figura 21
inicia-se uma transformaccedilatildeo do composto inicial para o crescimento da fase tetragonal de Bi2O3
(ICSD no 41764) e da fase precursora de Bi Essa alteraccedilatildeo na composiccedilatildeo da amostra ocorre
em virtude da degradaccedilatildeo da fase Bi3Ni que conforme eleva-se a temperatura tem sua fraccedilatildeo
diminuiacuteda conforme verifica-se na Figura 36 Embora as medidas in situ terem sido feitas em
baixo vaacutecuo natildeo foi impedido o crescimento do Bi2O3
54
Na Figura 34 encontram-se plotados os DRX referentes as medidas realizadas em 25o
250o 300o e 350 oC as curvas foram deslocadas verticalmente para melhor comparaccedilatildeo
Figura 34 Padratildeo observado nos DRX da amostra submetida a aquecimento
A temperatura de 250 oC temos a ocorrecircncia de trecircs fases Bi3Ni Bi2O3 e Bi
O refinamento estrutural pelo meacutetodo de Rietveld estaacute mostrado na Figura 35 Mesmo tratando-
se de uma amostra com um elevado nuacutemeros de pico aleacutem da presenccedila de uma fase amorfa o
acordo entre o experimental e o calculado eacute notaacutevel Os valores dos iacutendices de avaliaccedilatildeo da
qualidade do refinamento referentes as quatro medidas realizadas encontram-se na tabela 5
20 30 40 50 60 70 80
350 0C
300 0C
250 0C
Inte
nsid
ade (
ua
)
2 (graus)
25 0C
55
Figura 35 Padratildeo obtidos no refinamento pelo MR para amostra aquecida a 250 0C
Tabela 5 Valores de Chi2 e de Rwp obtidos nos refinamentos realizados durante o processo de
aquecimento
A temperatura de 300 oC comeccedila a formaccedilatildeo da uma nova fase cubica de grupo espacial
I23 o Bi12NiO19 em detrimento da diminuiccedilatildeo da fase de Bi3Ni Aleacutem do aumento da fraccedilatildeo
da fase de Bi2O3
Temperatura de realizaccedilatildeo da medida Rwp 1205362
25 0C 69 23
250 0C 83 18
300 0C 98 26
350 0C 99 25
10 20 30 40 50 60 70 80
Inte
nsid
ade (
ua
)
2 (graus)
Experimental
Calculado
Residual
250 0C
25 30 35 40
56
O uacuteltimo DRX foi realizado a 350 oC a principal alteraccedilatildeo dessa medida refere-se ao
fato da inexistecircncia de picos referentes agrave fase Bi3Ni A fase majoritaacuteria torna-se agora a fase
referente ao Bi e a fase Bi12NiO19 (indexado na base de dados PDF2 mas natildeo na base de dados
ICSD) permanece estaacutevel isto eacute sem alteraccedilotildees significativas em sua fraccedilatildeo O fato de estarem
presentes picos referentes ao Bi mesmo apoacutes termos ultrapassado a temperatura de fusatildeo pode
ser explicado levando-se em consideraccedilatildeo a baixa condutividade teacutermica do bismuto aliado ao
excesso de defeitos produzidos na moagem assim natildeo obteve-se a fusatildeo do elemento
Utilizamos os dados obtidos nos refinamentos para plotar o graacutefico exposto na Figura
36 onde eacute possiacutevel observar a fraccedilatildeo de cada fase em funccedilatildeo da temperatura de execuccedilatildeo do
DRX Percebe-se a raacutepida decomposiccedilatildeo da fase de Bi3Ni que entre 250 oC e 350 oC apresenta
uma reduccedilatildeo percentual de aproximadamente 88 concomitantemente ao crescimento
percentual da fase de Bi
Figura 36 Fraccedilotildees de fase em funccedilatildeo da temperatura de realizaccedilatildeo do DRX in situ
O DRX realizado na amostra a 350 oC eacute mostrado na Figura 37 em conjunto aos CIFs
das fases constituintes Para a fase Bi12NiO19 natildeo foi encontrado o CIF no banco de dados do
Inorganic Crystal Structure Database (ICSD) Para refinar utilizando o meacutetodo de Rietveld
partimos do protoacutetipo estrutural de Bi26-x Mx O40-y (M = Mg Al Co Ni) O CIF desta fase
25 75 125 175 225 275 325 375
0
20
40
60
80
100
Fra
ccedilao d
e F
ases (
)
Temperatura (0C)
Bi3Ni
Bi2O
3
Bi
Bi12
NiO19
57
resultante estaacute mostrado em vermelho na Figura 37 e uma representaccedilatildeo da ceacutelula unitaacuteria na
Figura 38 os aacutetomos de oxigecircnio estatildeo representados na cor vermelha e o niacutequel em verde
Figura 37 Padratildeo observado no DRX da amostra em 350 oC em comparaccedilatildeo com o CIF das fases
constituintes
Figura 38 Projeccedilatildeo do eixo a e em perspectiva do Bi12NiO19
10 20 30 40 50 60 70 80
Inte
nsid
ade (
ua
)
2(graus)
350 graus
Bi2O
3
Bi
Bi12
NiO19
20 25 30 35 40 45 50 55
58
O refinamento estrutural utilizando estas fases estaacute mostrado na Figura 39 e os valores
referentes aos paracircmetros de rede obtidos para o refinamento da fase Bi12NiO19 constam na
tabela 6
Figura 39 Padratildeo obtidos no refinamento pelo MR para amostra aquecida a 350 0C
Tabela 6 Paracircmetros da ceacutelula unitaacuteria da estrutura Bi12NiO19
A Figura 40 conteacutem as fotografias retiradas do forno do difratocircmetro antes e apoacutes a
realizaccedilatildeo da medida Eacute possiacutevel verificar que a amostra devido a dilataccedilatildeo volumeacutetrica e a
fusatildeo do bismuto transborda o porta amostra
Paracircmetros de Rede a = b=c=10258(8) Aring
Acircngulos α = β = γ = 900
Volume da ceacutelula 107966(2) Aring3
Grupo de simetria Cuacutebico
Grupo espacial I23
10 20 30 40 50 60 70 80
Inte
nsid
ade (
ua
)
2 (graus)
Calculado
Experimental
Residual
350 0C
20 25 30 35 40 45
59
Figura 40 Fotografia do forno do DRX antes a apoacutes a realizaccedilatildeo das medidas
43 Calorimetria Diferencial de Varredura (DSC)
Com a finalidade de estudar e melhor entender a evoluccedilatildeo estrutural da amostra
observada nas medidas in situ realizou-se medidas DSC conforme descrito nos procedimentos
experimentais a temperatura final foi de 550 oC
Na Figura 41 mostramos as medidas DSC feitas em diferentes taxas de aquecimento
realizadas na amostra moiacuteda por 19 horas Em todas as 4 medidas vemos comportamentos
exoteacutermicos e endoteacutermicos Os picos endoteacutermicos ocorreram a uma temperatura aproximada
de 270 0C temperatura essa equivalente ao ponto de fusatildeo do bismuto e foram atribuiacutedos a
fusatildeo do Bi ocorrida em duas etapas
Comparando-se os resultados obtidos nas medidas in situ onde observamos a nucleaccedilatildeo
de uma nova fase a partir da temperatura de 250 oC com os resultados obtidos no DSC podemos
concluir que o pico exoteacutermico presente no termograma corresponde agrave nucleaccedilatildeo da fase de
Bi2O3
Com a finalidade de calcular a energia de ativaccedilatildeo (Ea) necessaacuteria para promover essa
nucleaccedilatildeo aplicamos a metodologia proposta por Kissinger [2] Conforme indicado na Figura
41 as 4 medidas foram feitas com taxas de aquecimento de 25 5 10 e 20 oCmin
60
A Figura 42 mostra em detalhes a Figura 41 onde vemos os valores das temperaturas
de pico de cristalizaccedilatildeo (Tc) e as referidas taxas de aquecimento (120591) Como era esperado a
medida que a taxa de aquecimento aumenta a temperatura de pico tambem aumenta
Figura 41 Termograma DSC plotados em conjunto para os diferentes fluxos de calor
Figura 42 Espectros DSC com as temperaturas de pico e suas respectivas taxas de aquecimento
100 150 200 250 300 350 400 450 500 550
250Cmin
50Cmin
100Cmin
fluxo d
e c
alo
r (u
a)
Temperatura (0C)
200Cmin
exo
230 235 240 245 250 255 260 265 270 275 280 285
250Cmin
50Cmin
100Cmin
fluxo d
e c
alo
r (u
a )
Temperatura (0C)
242 0C
252 0C
266 0C
278 0C
200Cmin
exo
61
Com os dados fornecidos na Figura 42 pode-se calcular a energia de ativaccedilatildeo referente
a nucleaccedilatildeo da fase de Bi2O3 Plotando-se um graacutefico linear de ln(120591
1198791198882) versus
1
119879119888 onde o
coeficiente angular eacute (minus119864119886
119877) obteacutem-se a energia de ativaccedilatildeo A Figura 43 apresenta a
linearizaccedilatildeo da equaccedilatildeo 16 de onde se obteacutem a energia de ativaccedilatildeo do processo de nucleaccedilatildeo
do Bi2O3
Figura 43 Graacutefico linear do ln(120591
1198791198882) versus
1
119879119888
Logo considerando as relaccedilotildees anteriormente definidas eacute possiacutevel calcular a energia de
ativaccedilatildeo uma vez que m = (minus119864119886
119877) e R = 831 jmol K Desse modo a energia de ativaccedilatildeo
necessaacuteria para promover a nucleaccedilatildeo da fase Bi2O3 eacute de 12465 kJmol
A metodologia proposta permitiria tambeacutem calcular a energia de ativaccedilatildeo necessaacuteria
para cristalizar a fase amorfa as medidas de DSC foram planejadas ateacute a temperatura de
550 oC devido a limitaccedilotildees do equipamento poreacutem como fica evidente na Figura 41 natildeo se
observa nenhum pico exoteacutermico apoacutes os 350 oC que se possa estar associado a cristalizaccedilatildeo da
fase amorfa O pico exoteacutermico existente como jaacute mencionado ocorreu a uma temperatura que
variou de 242 0C agrave 278 0C e refere-se agrave nucleaccedilatildeo de fase
182 184 186 188 190 192 194
-115
-110
-105
-100
-95
ln (
T2 c)
1Tc (10
-3 k
-1)
62
44 Tratamento teacutermico
Apoacutes a realizaccedilatildeo das medidas de DRX in situ e das medidas de DSC a fase amorfa
ainda se encontrava presente assim foi realizado um tratamento teacutermico com a finalidade de
promover a cristalizaccedilatildeo da fase amorfa presente
O tratamento teacutermico foi realizado a uma taxa constante de 10 0Cmim ateacute a temperatura
de 800 0C com a atmosfera protegida por gaacutes argocircnio Na Figura 44 apresenta-se o difratograma
da amostra realizado apoacutes o do tratamento teacutermico vemos no detalhe que a acentuada elevaccedilatildeo
na linha de base entre a faixa de 2θ que vai de aproximadamente 26deg agrave 36deg e que corresponde
a fase amorfa desapareceu completamente
Figura 44 Difratograma da amostra apoacutes tratamento teacutermico
Para a amostra tratada termicamente foram identificadas trecircs fases similar ao observado
nas medias in situ a 350 oC foram identificadas a fase cuacutebica Bi12NiO19 a fase tetragonal de
Bi2O3 (ICSD no 41764) e a fase romboeacutedrica de Bismuto (ICSD no 64703) Na Figura 45
apresentamos o padratildeo observado plotado juntamente com o CIF das 3 fases identificadas
10 20 30 40 50 60 70 80
Inte
nsid
ad
e (
ua
)
2 (graus)
Pos Tratamento Teacutermico
20 25 30 35 40 45 50 55 60
63
Figura 45 Difratograma da amostra apoacutes tratamento teacutermico em conjunto com os CIFs de Bi Bi2O3 e
Bi12NiO19
Pode-se verificar no padratildeo do difratograma da Figura 45 que pelo formato da linha de
base obtida ocorreu a cristalizaccedilatildeo da fase amorfa e as fases identificadas correspondem aos
picos presentes no DRX da amostra
O refinamento realizado pelo MR confirmou a identificaccedilatildeo das fases contidas na
amostra no sentido da exata correspondecircncia entre os picos obtidos nos padrotildees calculados e
observados As fraccedilotildees das fases da amostra que sofreu tratamento teacutermico em comparaccedilatildeo com
as fraccedilotildees obtidas no DRX in situ estatildeo apresentados na tabela 7
Tabela 7 Fraccedilotildees das fases apoacutes tratamento teacutermico e DRX in situ a 350 oC
Fraccedilatildeo das fases Tratamento Teacutermico DRX in situ a 350 oC
Bi12NiO19 90 137
Bi2O3 89 20
Bi 11 663
10 20 30 40 50 60 70 80
Inte
nsid
ade (
ua
)
2 (graus)
Observado
Bi
Bi2O
3
Bi12
NiO19
25 30 35 40 45 50 55
64
O aumento da temperatura propicia a nucleaccedilatildeo das fases de Bi2O3 e Bi12NiO19 em
detrimento da diminuiccedilatildeo da fase Bi3Ni
O refinamento pelo meacutetodo de Rietveld para amostra que sofreu tratamento teacutermico
apresentou uma boa concordacircncia para os perfis calculado e experimental Nesse refinamento
foi utilizado o CIF modificado de Bi12NiO19 Na Figura 46 temos o padratildeo experimental e o
calculado obtidos no refinamento pelo MR
Figura 46 Padratildeo observado e experimental refinado pelo MR para amostra tratada termicamente
Compara-se na Figura 47 os difratogramas obtidos para amostra tratada termicamente e
para o DRX in situ a temperatura de 350 oC eacute possiacutevel identificar a correspondecircncia entre os
picos entretanto eacute notaacutevel a diferenccedila na linha de base do difratograma referente ao DRX in
situ contra o DRX da amostra submetida a tratamento teacutermico Pode-se concluir que para
ocorrer a cristalizaccedilatildeo da fase amorfa eacute necessaacuterio que a temperatura do tratamento teacutermico seja
superior a 550 0C
10 20 30 40 50 60 70 80
Inte
nsid
ade (
ua
)
2 (graus)
Calculado
Experimental
Residual
Pos Tratamento Teacutermico
65
Outro fenocircmeno perceptiacutevel eacute o deslocamento em 2θ da posiccedilatildeo dos picos O
difratograma da amostra que foi ao forno do DRX tem a posiccedilatildeo dos seus picos deslocados para
direita em comparaccedilatildeo ao observado no CIF do Bi12NiO19 e no DRX da amostra que passou
por tratamento teacutermico Podemos associar esse deslocamento a contraccedilatildeo do volume da ceacutelula
unitaacuteria Considerando o valor padratildeo do volume do composto Bi12NiO19 constante na tabela
5 ocorreu uma reduccedilatildeo de volume de aproximadamente 155 para amostra tratada
termicamente e uma variaccedilatildeo positiva de 005 para amostra do DRX in situ Na Figura 47
plotamos juntos os difratogramas da amostra tratada termicamente da amostra que realizou a
medida in situ a 350 0C e o CIF do Bi12NiO19
Figura 47 Difratogramas das amostras apoacutes tratamento teacutermico e DRX in situ em conjunto com o
CIF do Bi12NiO19
O tratamento teacutermico realizado produziu o resultado esperado cristalizando a fase
amorfa As fases presentes na amostra apoacutes a realizaccedilatildeo do tratamento estatildeo em conformidade
agraves encontradas nas medidas de DRX in situ
20 30 40 50 60 70 80
Bi
Inte
nsid
ade (
u a)
2 (graus)
Bi
20 25 30 35 40 45
66
5 CONCLUSAtildeO
A sintetizaccedilatildeo do composto nanoestruturado de Bi3Ni foi realizado de modo eficiente
apoacutes 13 horas de moagem mecacircnica
As medidas de difraccedilatildeo de Raio X possibilitaram acompanhar a evoluccedilatildeo estrutural e a
nucleaccedilatildeo da fase de Bi3Ni O refinamento realizado pelo Meacutetodo de Rietveld proporcionou a
quantificaccedilatildeo dos paracircmetros cristalograacuteficos tais como paracircmetros de rede volume da ceacutelula
unitaacuteria fraccedilatildeo das fases presentes e tamanho de cristalito Os fatores de qualidade e
convergecircncia alcanccedilaram valores satisfatoacuterios correspondendo a exata simulaccedilatildeo do padratildeo
observado
A anaacutelise teacutermica realizada por meio das medidas de DRX in situ permitiu o estudo da
estabilidade teacutermica e o acompanhamento da evoluccedilatildeo estrutural da amostra em funccedilatildeo da
temperatura Foi possiacutevel identificar duas novas fases presentes o Bi2O3 e Bi12NiO19 nucleadas
agraves custas da fase de Bi3Ni Na temperatura de 350 oC a amostra eacute composta das fases Bi12NiO19
Bi2O3 e Bi
As medidas de DSC realizadas ateacute a temperatura de 550 oC e com quatro diferentes
taxas de aquecimento foram utilizadas para se calcular com o uso da equaccedilatildeo de Kissinger a
energia de ativaccedilatildeo (Ea) necessaacuteria para promover a nucleaccedilatildeo do composto Bi12NiO19 que eacute de
12465 kJmol
O tratamento teacutermico no forno ateacute 800 oC promoveu o relaxamento dos defeitos e
tensotildees causadas durante a moagem mecacircnica e a cristalizaccedilatildeo da fase amorfa natildeo sendo mais
possiacutevel identificar no DRX realizado o perfil referente a essa fase Identificou-se novamente a
fase Bi12NiO19 aleacutem da ocorrecircncia das fases de Bi2O3 e Bi jaacute identificadas nas medidas de
DRX in situ confirmando a consistecircncia dos resultados obtidos por dois ensaios diferentes
Pocircde-se verificar o mesmo fenocircmeno em todos os ensaios que envolveram o
aquecimento da amostra Ao aquecer-se o Bi3Ni ocorre um processo de oxidaccedilatildeo que resulta
na formaccedilatildeo da fase de Bi2O3 e a fase de Bi12NiO19 todas associadas ao consumo de Bi da fase
Bi3Ni
Para realizaccedilatildeo de estudos futuros com o intuito de se obter a fase uacutenica de Bi3Ni
pode-se alterar ligeiramente as massas dos produtos com a adiccedilatildeo de um pouco de niacutequel
67
Pode-se melhorar o controle das condiccedilotildees de realizaccedilatildeo dos tratamentos teacutermicos com o
intuito de se evitar a oxidaccedilatildeo A realizaccedilatildeo de medidas de DSC ateacute a temperatura de 800 0C
poderaacute revelar picos exoteacutermicos e propiciar condiccedilotildees para se calcular a energia necessaacuteria
para promover a cristalizaccedilatildeo da fase amorfa
68
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12
2 FUNDAMENTACcedilAtildeO TEOacuteRICA
21 O composto Bi3Ni
O composto intermetaacutelico Bi3Ni possui estrutura ortorrocircmbica e grupo espacial Pnma
possuindo um arranjo octaeacutedrico onde os aacutetomos de bismuto formam a matriz e os aacutetomos de
niacutequel formam uma cadeia linear [12]
Na Figura 3 projeta-se a ceacutelula unitaacuteria do Bi3Ni nos eixos a b c respectivamente
Figura 3 Projeccedilatildeo dos eixos a b e c do composto Bi3Ni em verde estaacute representado os aacutetomos de
niacutequel cartatildeo ICSD nordm 391336
Na Figura 4 representa-se o arranjo octaeacutedrico da cadeia de Bi3Ni onde eacute possiacutevel
identificar a cadeia linear formada pelo niacutequel
Figura 4 Representaccedilatildeo em perspectiva do arranjo octaeacutedrico da cadeia de Bi3Ni (ICSD 391336)
13
Relata-se na literatura que os principais meacutetodos para a obtenccedilatildeo do composto Bi3Ni
satildeo eletrodeposiccedilatildeo por meio quiacutemico ou solidificaccedilatildeo raacutepida Trabalhos cientiacuteficos
descreveram que a produccedilatildeo da amostra de Bi3Ni ocorreu por fusatildeo dos compostos Bi e Ni num
forno de resistecircncia a 1100 degC durante 3 dias [13]
O composto intermetaacutelico Bi3Ni apresenta supercondutividade a temperatura criacutetica de
41 K e embora essa caracteriacutestica seja conhecida desde 1951 escassos trabalhos tinham sido
publicados ateacute o iniacutecio do seacuteculo XXI As pesquisas no campo da supercondutividade tecircm
produzido a cada dia compostos com maiores temperaturas criticas (Tc) tal fato tem ajudado
os pesquisadores a desvendar os misteacuterios envolvendo a supercondutividade a Tc maiores que
40K [1415]
Novos trabalhos envolvendo as propriedades supercondutoras do Bi3Ni voltaram a ser
objeto de estudo especialmente apoacutes a constataccedilatildeo que alguns materiais quando submetidos a
pressatildeo tem sua temperatura criacutetica aumentada ligas contendo Fe na base de oxypnictides
(classe de material que inclui o oxigecircnio ao 15deg grupo da tabela perioacutedica grupo do nitrogecircnio)
apresentaram Tc de 43 K tal elevaccedilatildeo foi tambeacutem constatada com a substituiccedilatildeo de alguns
elementos na composiccedilatildeo das ligas obtendo-se Tc de 55K (SmFeAsO1-xFx) [16]
Recentemente um composto que contem CeNi08Bi2 passou a ser estudado como
componente na formaccedilatildeo de compostos do grupo de oxypnictides Estudos com espectroscopia
de tunelamento revelaram que o Bi3Ni eacute um supercondutor fortemente ligado [17]
A supercondutividade e o ferromagnetismo dois estados fundamentais da mateacuteria
condensada observam-se como sendo altamente competitivos em quase todos os materiais
Interaccedilotildees predominantemente ferromagneacuteticas destroem a supercondutividade por criarem
uma transiccedilatildeo de fase reentrante como observado nos compostos ErRh4B4 HoMo6S8 Soacute
muitos poucos compostos que foram identificados ateacute agora mostram uma coexistecircncia destes
estados fundamentais concorrentes Dentro desse escasso grupo encontra-se o Bi3Ni
nanoestruturado no qual comprovou-se a coexistecircncia de supercondutividade e
ferromagnetismo [1819]
As propriedades termodinacircmicas do composto Bi-Ni continuam sendo alvo de estudos
Recentemente diversos trabalhos sobre esse tema foram publicados [2021] Esses trabalhos
descrevem a construccedilatildeo de diagramas de fases do Bismuto com os elementos metaacutelicos Fe Cr
e Ni de onde constata-se que a mostra com Fe e Cr tecircm leve solubilidade no Bi Para
14
temperaturas menores que 920 degC a solubilidade de Fe e Cr em Bi(Liacutequido) eacute menor que 10-3 em
at Por sua vez o niacutequel dissolve-se prontamente em Bi(L) O niacutequel eacute o uacutenico componente de
accedilo inoxidaacutevel que faz compostos intermetaacutelicos com Bi [12]
Pesquisas apontam para outras propriedades e aplicaccedilotildees de ligas ternaacuterias contendo os
elementos Bi e Ni A liga BiInNi contendo diversas proporccedilotildees estequiomeacutetricas foi estudada
sob a oacutetica de um possiacutevel potencial desse material como semicondutor [21]
Outra aplicaccedilatildeo recente utilizando o composto de bismuto e niacutequel vem despertando o
interesse tecnoloacutegico Sabe-se que esforccedilos crescentes tecircm sido realizados na busca por soldas
livres de chumbo adequadas devido agrave influecircncia prejudicial do chumbo ao ambiente e a sauacutede
humana As ligas agrave base de Sn com diferentes aditivos como Ag Bi Cu In Sb e Zn satildeo
potenciais candidatos como soldas livres de chumbo As ligas Sn-Bi com baixo ponto de fusatildeo
satildeo desenvolvidas para soldar os componentes sensiacuteveis agrave elevadas temperaturas [22]
Na Figura 5 apresenta-se o diagrama de fases do sistema Bi-Ni [23] Verifica-se que a
temperatura de fusatildeo do composto Bi3Ni em funccedilatildeo da maior quantidade de bismuto eacute menor
que a do composto BiNi
Figura 5 Diagrama de Fases Bi-Ni [23]
15
22 Estruturas Cristalinas
A estrutura dos materiais soacutelidos eacute resultado da natureza de suas ligaccedilotildees quiacutemicas a
qual define a distribuiccedilatildeo espacial de seus aacutetomos iacuteons ou moleacuteculas Parte dos materiais
comumente aplicados na engenharia exibe um arranjo geomeacutetrico de seus aacutetomos bem definido
constituindo assim uma estrutura cristalina Os materiais cristalinos independentemente do tipo
de ligaccedilatildeo que possuem satildeo aqueles que apresentam estrutura atocircmica tridimensional perioacutedica
de longo alcance
A partir da definiccedilatildeo de estrutura cristalina como sendo um conjunto de posiccedilotildees
atocircmicas iocircnicas ou moleculares repetitivas pode-se descrever o cristal partindo-se de uma
estrutura baacutesica que se repete ao longo de toda estrutura Essa estrutura denominada ceacutelula
unitaacuteria pode ser definida como a menor porccedilatildeo do cristal que ainda conserva as propriedades
originais dele Para definir a ceacutelula unitaacuteria adota-se valores especiacuteficos que satildeo associados agraves
unidades de medidas dos eixos de referecircncia e aos acircngulos entre esses eixos definidos como
paracircmetros de rede
Define-se entatildeo os sistemas cristalinos que incluem todas as possiacuteveis geometrias de
divisatildeo do espaccedilo por superfiacutecies planas continuas Soacute existem 7 tipos de sistemas cristalinos
que preenchem totalmente o espaccedilo Entretanto os sistemas cristalinos satildeo apenas entidades
geomeacutetricas Quando ldquocoloca-serdquo aacutetomos dentro desses sistemas formam-se redes
cristalinas[24]
Em 1848 o francecircs August Bravais demonstrou ser possiacutevel geometricamente a
construccedilatildeo de 14 tipos de ceacutelulas unitaacuterias isto eacute todas as redes cristalinas possiacuteveis podem
ser geradas por 14 tipos de ceacutelulas Essas redes satildeo chamadas redes de Bravais
Na Figura 6 pode-se identificar os 7 tipos de sistemas cristalinos (cuacutebico tetragonal
ortorrocircmbico romboeacutedrico monocliacutenico hexagonal e tricliacutenico) e as configuraccedilotildees possiacuteveis
para esses sistemas formando as 14 redes de Bravais [24]
16
Figura 6 As 14 redes de Bravais [24]
Os cristais podem ser classificados segundo os grupos pontuais de operaccedilotildees de simetria
que une suas faces Os grupos pontuais ou classes cristalinas representam a simetria ou
combinaccedilotildees de simetria que levam a um padratildeo de repeticcedilatildeo distinto Toda e qualquer
moleacutecula pode ser classificada em um dos 32 grupos pontuais possiacuteveis
Os 32 grupos pontuais possiacuteveis satildeo formados pelos 10 elementos baacutesicos de simetria e
mais 22 combinaccedilotildees entre estes Apenas 22 combinaccedilotildees satildeo possiacuteveis pois muitas levam a
repeticcedilotildees de simetria e outras satildeo incompatiacuteveis com a simetria cristalina ou seja os elementos
de simetria natildeo podem ser combinados arbitrariamente [24]
17
Uma vez que as operaccedilotildees de simetria de cada um dos 32 grupos pontuais
cristalograacuteficos satildeo aplicadas as 14 redes de Bravais tem-se 230 grupos espaciais que
descrevem de maneira uniacutevoca todo o arranjo de objetos idecircnticos dispostos num reticulo
perioacutedico infinito
23 Siacutentese Mecacircnica
Do ponto de vista termodinacircmico um cristal perfeito (um soacutelido livre de defeitos
estruturais fora do equiliacutebrio) eacute o soacutelido que apresenta a menor energia livre de Gibbs e suas
propriedades fiacutesicas satildeo bem determinadas Poreacutem na natureza eacute difiacutecil encontrar cristais livres
de defeitos Esses somente satildeo sintetizados em laboratoacuterios sob condiccedilotildees extremamente
controladas Eacute conhecido que as propriedades fiacutesicas de cristais possuindo defeitos apresentam
desvios em relaccedilatildeo agraves medidas para os cristais perfeitos Esses desvios satildeo tatildeo maiores quanto
maior for a concentraccedilatildeo de defeitos Uma variaccedilatildeo tambeacutem eacute verificada na energia livre de
Gibbs pois sabe-se que centros de defeitos armazenam energia em soacutelidos [2]
A siacutentese mecacircnica (SM) eacute uma teacutecnica de moagem de um mono poacute ou de uma mistura
de dois ou mais poacutes de um composto Eacute comum encontrar na literatura outro termo utilizado
para designar o tratamento de partiacuteculas em poacute no moinho de alta energia Normalmente
associa-se o termo siacutentese mecacircnica ou Mechanical Alloying (MA) ao processo no qual a
mistura de poacutes eacute moiacuteda em conjunto onde a transferecircncia de material que estaacute envolvida tem o
objetivo de se obter uma liga homogecircnea Por outro lado a moagem de poacutes tais como metais
puros onde a transferecircncia de material natildeo eacute necessaacuteria para a homogeneizaccedilatildeo denomina-se
simplesmente moagem mecacircnica ou Mechanical Milling (MM) [9]
De maneira praacutetica pode-se descrever o processo de siacutentese mecacircnica como a
colocaccedilatildeo da amostra no recipiente especiacutefico (normalmente chamado de jarro de moagem)
juntamente com esferas (preferencialmente do mesmo material que o recipiente) a realizaccedilatildeo
da selagem do recipiente para alguns materiais com o intuito de evitar a oxidaccedilatildeo ou ateacute
mesmo contaminaccedilatildeo realiza-se esse procedimento em um ambiente fechado (glove box) com
um gaacutes inerte e finalizando o processo tem-se a fixaccedilatildeo do recipiente no moinho e o iniacutecio do
processo de moagem [9]
18
Pode-se dividir fisicamente o processo de siacutentese mecacircnica de materiais em 4 estaacutegios
bem distintos [25]
I - Estaacutegio inicial as partiacuteculas satildeo deformadas plasticamente assumindo uma forma achatada
A ductilidade do material e energia fornecida no processo de moagem refletem diretamente na
intensidade dessa alteraccedilatildeo O acreacutescimo da aacuterea de superfiacutecie aumenta progressivamente a
probabilidade de soldagem a frio dessas partiacuteculas gerando um aumento do tamanho meacutedio da
partiacutecula
II ndash Segundo Estaacutegio as partiacuteculas satildeo soldadas a frio e requebradas favorecendo a formaccedilatildeo
de um poacute muito fino Eacute neste estaacutegio que ocorre tambeacutem a formaccedilatildeo de partiacuteculas compostas
denominadas de agregados Com o acuacutemulo de deformaccedilatildeo plaacutestica haacute um aumento do
encruamento e da resistecircncia mecacircnica das partiacuteculas Essa situaccedilatildeo aumenta a probabilidade
de fratura das partiacuteculas ou agregados
III ndash Terceiro Estaacutegio nesta fase um certo ldquoequiliacutebriordquo entre os processos de fratura e de
soldagem a frio eacute alcanccedilado Observa-se tambeacutem que as partiacuteculas alcanccedilam um tamanho fixo
Entretanto a energia livre de Gibbs continua a aumentar ateacute alcanccedilar uma saturaccedilatildeo
IV ndash Quarto Estagio eacute caracterizado pelo refinamento da microestrutura desses agregados
Na Figura 7 estatildeo ilustrados os quatro estaacutegios do processo de Siacutentese Mecacircnica
Figura 7 Representaccedilatildeo das fases presentes no processo de SM [25]
19
Eacute bem conhecido que a natureza procura estados fiacutesicos com a menor variaccedilatildeo da
energia livre de Gibbs Assim as substacircncias sob moagem mecacircnica podem ser transformadas
em novas substacircncias ou mudarem de fases cristalograacuteficas visando alcanccedilar esses estados de
menor energia Sabe-se que tais mudanccedilas envolvem determinados mecanismos fiacutesicos como
por exemplo difusatildeo atocircmica atraveacutes de contornos de gratildeos Os mecanismos fiacutesicos envolvidos
no processo SM ainda natildeo satildeo completamente entendidos [9]
Do ponto de vista estrutural cada poacute constituindo a mistura pode ser visto como sendo
formado por duas componentes uma cristalina que eacute sua estrutura cristalograacutefica original e
outra formada pelos centros de defeitos que eacute chamada de componente interfacial Em geral
nos materiais nanoestruturados a componente interfacial ou contornos de gratildeo podem
corresponder a ateacute 50 do volume do material [10]
A Figura 8 ilustra esquematicamente os cristalitos formado por ciacuterculos pretos e o
contorno de gratildeo por ciacuterculos brancos
Figura 8 Modelo de um material nanomeacutetrico Os ciacuterculos pretos e brancos representam
respectivamente a componente cristalina e a interfacial [10]
Embora a sistemaacutetica de preparaccedilatildeo e execuccedilatildeo da SM pareccedila ser simples o processo
possui diversas variaacuteveis que satildeo determinantes na qualidade e nas caracteriacutesticas do produto
final
A dimensatildeo das esferas utilizadas no processo interfere na eficiecircncia de moagem
Esferas grandes otimizam o processo desde que associadas a uma velocidade que permita a
20
transferecircncia da energia de impacto as partiacuteculas do poacute Aleacutem da dimensatildeo a massa das esferas
tambeacutem influencia no resultado final
A BPR (ball-to-powder weight ratio) ou razatildeo entre a massa das esferas e a massa do
poacute possui um efeito significante no tempo necessaacuterio para alcanccedilar uma fase particular na
amostra que estaacute sendo moiacuteda A BPR eacute inversamente proporcional ao tempo exigido na
moagem os valores de BPR podem variar de 11 ateacute valores de 220 1 Contudo BPR muito
grande pode gerar reaccedilotildees indesejaacuteveis como aumento na geraccedilatildeo de calor o que afetaria a
constituiccedilatildeo do poacute [2627]
A velocidade de rotaccedilatildeo do moinho estaacute diretamente associada agrave energia aplicada
atraveacutes de colisotildees das esferas com a amostra assim como na temperatura de processo da SM
Cada moinho possui uma velocidade criacutetica que define a otimizaccedilatildeo do desempenho do
processo Dessa forma deve-se analisar o quanto pode ser vantajoso ou prejudicial uma
temperatura elevada durante o processo da SM
Em alguns casos onde a difusatildeo eacute exigida para promover a homogeneizaccedilatildeo eou fusatildeo
do poacute pode ser vantajosa a elevaccedilatildeo da temperatura Poreacutem em outros casos o aumento da
temperatura pode acelerar o processo de transformaccedilatildeo e resultar na decomposiccedilatildeo de soluccedilotildees
soacutelidas supersaturadas ou outras fases metaestaacuteveis formadas durante a moagem tornando-se
uma desvantagem [26 27]
O paracircmetro mais importante para otimizaccedilatildeo do processo de siacutentese mecacircnica eacute a
determinaccedilatildeo do tempo de execuccedilatildeo Normalmente o tempo de moagem eacute escolhido com o
propoacutesito de conseguir um estado intermediaacuterio entre os estados de fratura e a fusatildeo a frio das
partiacuteculas do poacute A determinaccedilatildeo do tempo seraacute feita com base em vaacuterios paracircmetros como os
anteriormente mencionados Por isso eacute importante considerar que o niacutevel de contaminaccedilatildeo
pode aumentar e algumas fases indesejaacuteveis podem ser formadas quando o poacute eacute moiacutedo por
tempos maiores que o necessaacuterio [27]
A descriccedilatildeo das variaacuteveis adotadas durante o processo de SM eacute fundamental para
garantir a reprodutibilidade bem como para o estudo das influencias que cada paracircmetro pode
exercer sobre as caracteriacutesticas da amostra apoacutes o termino do processo [282930]
Assim apresenta-se na tabela 1 os principais paracircmetros relacionados a
reprodutibilidade do processo de siacutentese mecacircnica
21
Tabela 1 Principais variaacuteveis envolvidas no processo de siacutentese mecacircnica
24 Difraccedilatildeo de Raios X
A difraccedilatildeo de Raios X (DRX) eacute uma teacutecnica poderosa utilizada principalmente quando
se deseja realizar a caracterizaccedilatildeo estrutural de materiais Entretanto sua aplicaccedilatildeo eacute bem mais
ampla e versaacutetil sendo utilizada tambeacutem em aacutereas como a fiacutesica quiacutemica geologia
biotecnologia
Os raios X possuem energia suficiente para penetrarem nos soacutelidos e dessa forma se
mostram apropriados para investigarem estruturas internas Pode-se gerar raios X em
laboratoacuterio tanto pela desaceleraccedilatildeo dos eleacutetrons num alvo metaacutelico quanto pela excitaccedilatildeo dos
eleacutetrons dos aacutetomos alvo O primeiro processo fornece um espectro continuo e largo o segundo
fornece linhas acentuadas no espectro O meacutetodo normalmente utilizado nos equipamentos de
laboratoacuterio consiste em gerar os raios X fazendo com que um eleacutetron de alta energia gerado no
caacutetodo do tubo catoacutedico colida com um alvo metaacutelico acircnodo [31]
O feixe de raios X possui comprimento de onda (λ) caracteriacutestico que varia de acordo
com o material do acircnodo Para aplicaccedilotildees em cristalografia os comprimentos de onda mais
utilizados variam de 05 a 25 Ǻ Tal fato se justifica em virtude da proximidade desses valores
as menores distancias interatocircmicas observadas em materiais orgacircnicos e inorgacircnicos
PARAcircMETROS ENVOLVIDOS NO PROCESSO
1 Tipo de moinho usado
2 Tipo e material dos recipientes de moagem
3 Velocidade de moagem
4 Tempo de moagem
5 A BPR
6 Atmosfera de moagem
7 Agentes de controle de processo
8 Temperatura de moagem
22
O processo fiacutesico de espalhamento de difraccedilatildeo de raios X eacute o espalhamento elaacutestico dos
foacutetons pelos aacutetomos do material analisado que estatildeo dispostos na rede cristalina O
espalhamento ocorre quando o feixe de raios X atinge as nuvens eletrocircnicas que formam os
planos de um soacutelido cristalino em um determinado acircngulo onde uma porccedilatildeo da radiaccedilatildeo eacute
espalhada pela camada de aacutetomos superficiais e a outra parte do feixe natildeo espalhada penetra
na segunda camada de aacutetomos onde outra fraccedilatildeo eacute espalhada e o restante passa para terceira
camada e assim sucessivamente [3132] Pode-se observar uma representaccedilatildeo desse fenocircmeno
na Figura 9
Figura 9 Representaccedilatildeo geomeacutetrica da Lei de Bragg [28]
A teoria baacutesica que define o estudo de materiais cristalinos por difraccedilatildeo de raios X
baseia-se no princiacutepio de que as distribuiccedilotildees espaciais dos eleacutetrons no material definem
diferentes planos atocircmicos portanto esses planos atocircmicos espalham os raios X ndash vistos como
ondas ndash causando interferecircncia construtiva e destrutiva que se manifestam no padratildeo de raios
X como maacuteximos e miacutenimos respectivamente [33]
A ocorrecircncia de maacuteximos e miacutenimos pode ser explicada utilizando-se a Lei de Bragg
Utilizando o auxiacutelio geomeacutetrico da Figura 9 pode-se verificar que o caminho oacutetico percorrido
pelos raios X incidentes no primeiro plano do material eacute diferente do caminho percorrido pelos
feixes refratados no segundo plano A diferenccedila de caminho (δ) pode ser descrita como
δ = 2dhkl119904119890119899120579 (1)
Essa diferenccedila de percurso gera uma diferenccedila de fase (∆120593) entre as ondas refletidas que pode
ser expressa por
23
∆120593 = 2120587 δλfrasl (2)
onde λ eacute o comprimento de onda do feixe de raios X incidente Para um cristal perfeito e infinito
haveraacute interferecircncia construtiva somente quando δ = nλ onde n eacute um nuacutemero inteiro
Dessa forma a condiccedilatildeo para ocorrecircncia de interferecircncia construtiva pode ser expressa como
2119889ℎ119896119897119904119890119899120579 = 119899 λ (3)
Essa relaccedilatildeo eacute conhecia como a Lei de Bragg
Desse modo se o cristal for rotacionado cada conjunto de planos iraacute difratar a radiaccedilatildeo
quando o valor de 2dsenθ satisfizer a equaccedilatildeo Assim os dados de difraccedilatildeo satildeo coletados para
o cristal como um todo O arranjo de feixes difratados considerados em conjunto eacute
denominado padratildeo de difraccedilatildeo de cristal Se o material analisado estiver na forma de um poacute
de pequenos cristalitos aleatoriamente arranjados cada cristalito iraacute produzir seu proacuteprio padratildeo
de difraccedilatildeo [34]
Um ponto importante a ser considerado eacute que a intensidade determinada
experimentalmente definida como a intensidade total de cada difraccedilatildeo e que corresponde as
aacutereas delimitadas pelas respectivas curvas eacute maior que a prevista pela Lei de Bragg Tal
diferenccedila entre o padratildeo real e o previsto por Bragg reside no fato de o cristal natildeo ser perfeito
e nem infinito aleacutem dos feixes de raios X natildeo serem totalmente monocromaacuteticos e a radiaccedilatildeo
incidente natildeo corresponder a feixes perfeitamente paralelos Por tudo isso ao se observar um
padratildeo de raios X verifica-se que os picos possuem a forma de uma funccedilatildeo Gaussiana e natildeo a
de uma funccedilatildeo delta como previsto pela lei de Bragg Assim para valores ligeiramente
diferentes dos acircngulos de Bragg ocorreraacute tambeacutem difraccedilatildeo [35]
Se o material analisado for um liacutequido ou um soacutelido natildeo cristalino (amorfo) o padratildeo
obtido se caracteriza por uma quase completa ausecircncia de periodicidade uma certa ordem
apenas a pequenas distacircncias (de curto alcance) e uma preferecircncia estatiacutestica para uma distacircncia
interatocircmica particular Como consequecircncia os padrotildees tendem a possuir apenas um ou dois
picos alargados
Na Figura 10 ilustra-se as diferenccedilas tiacutepicas observadas nos padrotildees de difraccedilatildeo para
amostras de um cristal perfeito (A) um cristal real (B) e um liquido ou material amorfo (C)
24
Figura 10 Padratildeo de difraccedilatildeo para Cristal perfeito cristal real e liquido ou amorfo respectivamente
O estudo da direccedilatildeo e da intensidade do feixe difratado eacute importante pois permite obter
conclusotildees sobre o fator de estrutura de materiais cristalinos e de materiais amorfos As
intensidades relativas da difraccedilatildeo de estruturas cristalinas dependem do conteuacutedo da ceacutelula
unitaacuteria quanto ao nuacutemeros de eleacutetrons nos aacutetomos posiccedilotildees atocircmicas e da distribuiccedilatildeo
eletrocircnica nos aacutetomos Tem-se entatildeo o fator de estrutura que estaacute diretamente relacionado com
a intensidade das ondas espalhadas no fenocircmeno de difraccedilatildeo em materiais
241 Difratocircmetro
O difratocircmetro eacute constituiacutedo basicamente por um tubo de raios X um porta amostra
onde se incide a radiaccedilatildeo e um detector moacutevel Nos equipamentos modernos a geometria de
Bragg-Brentano se manteacutem com a diferenccedila de que a amostra permanece na posiccedilatildeo horizontal
podendo se movimentar apenas quando se utiliza um sistema de rotaccedilatildeo horizontal sobre o eixo
da amostra Nessa geometria um feixe de radiaccedilatildeo monocromaacutetica incide na amostra em forma
de poacute rotacionada de um acircngulo θ enquanto os dados satildeo coletados por um detector que se
move de 2θ [3637]
Uma representaccedilatildeo esquemaacutetica do funcionamento de um difratocircmetro pode ser vista
na Figura 11 Neste esquema verifica-se que o feixe de Raios X gerado pela fonte (A) sai do
tubo passando pela janela de beriacutelio em forma de uma linha O mesmo passa pela fenda soller
de placas paralelas passando em seguida pela fenda divergente e pela maacutescara que controlam
25
a aacuterea dos Raios X que incidem sobre a amostra (B) O feixe difratado passa pelas fendas anti-
espalhamento de recebimento e soller incidindo no detector (C) apoacutes passar por um
monocromador [353637]
Figura 11 Representaccedilatildeo esquemaacutetica de um Difratocircmetro [35]
As fendas soller tecircm como funccedilatildeo diminuir a divergecircncia axial de um feixe de raios X
A fenda divergente eacute utilizada para limitar a divergecircncia lateral do feixe de raios X de modo
que a superfiacutecie da amostra receba o maacuteximo possiacutevel da radiaccedilatildeo e ao mesmo tempo a
irradiaccedilatildeo do porta amostra seja evitada A maacutescara tem a funccedilatildeo de limitar a aacuterea linear
iluminada sobre a amostra [3839]
O feixe difratado eacute normalmente expresso atraveacutes de picos que se destacam do
background (ou linha de base) registrados num difratograma de intensidade versus o acircngulo
2θ As intensidades obtidas em acircngulos 2θ representadas atraveacutes dos picos nos difratogramas
correspondem agrave difraccedilatildeo do feixe incidente por um determinado conjunto de planos do cristal
que possuem mesma distacircncia interplanar cada qual com iacutendices de Miller hkl (reflexotildees hkl)
A intensidade a posiccedilatildeo angular (2θ) ou distacircncia interplanar (d) e o perfil satildeo as informaccedilotildees
obtidas de cada pico Cada composto cristalino apresenta um padratildeo difratomeacutetrico
caracteriacutestico permitindo sua identificaccedilatildeo atraveacutes das posiccedilotildees angulares e intensidades
relativas dos picos difratados [3639]
Na tabela 2 apresentam-se alguns fatores instrumentais e seus efeitos sobre as posiccedilotildees
forma e larguras dos picos de difraccedilatildeo [414243]
26
Tabela 2 Relaccedilatildeo entre os fatores instrumentais e os efeitos sobre os picos de DRX
25 Meacutetodo de Rietveld
O fiacutesico holandecircs Hugo M Rietveld desenvolveu em 1969 um meacutetodo para refinar
estruturas cristalinas a partir de modelos teoacutericos e de padrotildees de raios X (DRX) ou de necircutrons
[44 45]
O modelo matemaacutetico utilizado no Meacutetodo de Rietveld (MR) refina os perfis teoacutericos
dos picos de difraccedilatildeo de forma que estes perfis se aproximem dos perfis medidos O refinamento
possibilita determinar as propriedades cristalograacuteficas do material analisado como por
exemplo orientaccedilotildees preferenciais (textura) em alguns casos o tamanho meacutedio e a
microdeformaccedilatildeo de cristalitos e as dimensotildees da cela unitaacuteria [44]
Para executar o refinamento de estruturas o MR faz comparaccedilotildees do perfil real de uma
amostra (o observado ou experimental) com espectros teoacutericos calculados a partir de misturas
hipoteacuteticas de fases (o calculado) Compara-se pontualmente os valores obtidos atraveacutes da
diferenccedila entre as intensidades
Os valores satildeo ajustados utilizando-se o meacutetodo dos miacutenimos quadrados ateacute se
conseguir a melhor concordacircncia possiacutevel do padratildeo experimental com o calculado [46]
A diferenccedila entre as intensidades isto eacute a quantidade minimizada no refinamento eacute dada
pela seguinte expressatildeo
Sy = sum 120596119894(119910119894 minus 119910119888119894)2
119894 (4)
FATOR INSTRUMENTAL EFEITO SOBRE O PICO
Alinhamento e colimaccedilatildeo do feixe Afeta na largura e simetria dos picos
Excentricidade da amostra Influecircncia a largura e posiccedilatildeo dos picos
Planaridade da superfiacutecie da
amostra Produz assimetria dos picos em baixos acircngulos
Absorccedilatildeotransparecircncia da amostra Causa deslocamento dos picos alargamento e assimetria
principalmente em amostras com coeficientes de absorccedilatildeo
Tamanho das partiacuteculas e micro
deformaccedilatildeo da rede Causa variaccedilatildeo na largura e forma dos picos
27
Onde 120596119894 representa a intensidade observada no i-eacutesimo ponto (sendo expresso por 120596119894 =
1 119910119894frasl ) e 119910119894 representa a intensidade observada e 119910119888119894 a intensidade calculada [46]
As medidas precisas de intensidades dadas em intervalos de 2θ o incremento de 2θ
constante um modelo inicial proacuteximo a estrutura real da amostra satildeo alguns requisitos que
devem ser analisados antes de se iniciar o refinamento
Deve-se ficar claro que o MR natildeo se trata de um software os programas satildeo utilizados
para realizar os caacutelculos matemaacuteticos requeridos pelo meacutetodo Existem diversos programas
computacionais que usam o MR dentre eles o pacote de programas GSAS (General Structure
Analysis System) [47] e o EXPGUI [48]
Para se descrever o formato dos picos de DRX de materiais nanoestruturados
recomenda-se utilizar a funccedilatildeo perfil pseudo-Voigt de Thompson-Cox-Hasting modificada
(funccedilatildeo de perfil CW 4 no pacote GSAS [47]) que considera o modelo anisotroacutepico de Stephens
e efeitos de textura [4950]
Nesta funccedilatildeo de perfil a largura a meia altura (FWHM) das partes gaussiana (ΓG) e
Lorentziana (ΓL) eacute expressa da seguinte forma
Γ119866 = [(119880 + (1 minus 120578)2119889ℎ1198961198974 Γ119878
2(ℎ119896119897))1199051198861198992120579 + 119881119905119886119899120579 + 119882 +119875
1198881199001199042120579]
12
(5)
e
Γ119871 = 120578119889ℎ1198961198972 Γ119878(ℎ119896119897) 119905119886119899120579 +
119883+119883119890119888119900119904120601
119888119900119904120579 (6)
Onde dhkl eacute a distacircncia entre os planos da rede e θ eacute o acircngulo de Bragg Na parte gaussiana os
paracircmetros V e W dependem dos instrumentos Os paracircmetros P e o termo X + Xecosφ
descrevem respectivamente as contribuiccedilotildees Gaussianas e Lorentzianas para o tamanho de
cristalito Os paracircmetros P e X correspondem ao tamanho de cristalito isotroacutepico enquanto Xe
expressa efeitos de tamanho de cristalito anisotroacutepicos φ eacute o acircngulo entre o vector de reflexatildeo
e o seu respectivo eixo de ampliaccedilatildeo
O paracircmetro de tensatildeo isotroacutepica U e o paracircmetro de tensatildeo anisotroacutepica ΓS (hkl)
expressam o alargamento de pico causado por deformaccedilotildees na rede cristalina ΓS (hkl) eacute uma
28
funccedilatildeo do alargamento (hkl) e depende da simetria de cristal [4950] O paracircmetro η eacute um
coeficiente de mistura que determina as contribuiccedilotildees do alargamento gaussiano (η = 0) e
Lorentziano (η = 1)
O tamanho de cristalito aparente pode ser determinado pela formula de Scherrer
Considerando o refinamento de todos esses paracircmetros para ajustar as larguras de linha e
assumindo que a contribuiccedilatildeo da distribuiccedilatildeo de tamanho de cristalitos eacute anisotroacutepica isto eacute
fazendo P = 0 na equaccedilatildeo 5 pode-se calcular o tamanho de cristalito (lang119889rang) pela seguinte foacutermula
[52]
lang119889rang =(18000119870120582)
119871119909120587 (7)
Considerando tambeacutem que as microtensotildees satildeo isotroacutepicas e fazendo ΓS (hkl) =0 na
equaccedilatildeo 6 pode-se calcular seu percentual pela foacutermula contida no Manual do GSAS [52]
assim a microdeformaccedilatildeo (ε) pode ser expressa por
120576 =120587
18000radic(81198971198992)(119866119880 minus 119866119880119900)100 (8)
Onde GUo eacute o valor previamente obtido do material padratildeo utilizado na calibraccedilatildeo do
equipamento Os valores obtidos para a amostra padratildeo satildeo considerados como iniciais para
paracircmetros ajustaacuteveis e mantidos fixos para os demais durante o ajuste de difratogramas de
amostras em estudo [53]
Durante o refinamento pelo meacutetodo de Rietveld um conjunto de paracircmetros varaacuteveis eacute
calculado e refinado em relaccedilatildeo aos dados digitalizados do difratograma abaixo apresenta-se
um breve detalhamento desses paracircmetros [414243]
29
1- Fator de escala corresponde agrave correccedilatildeo de proporcionalidade entre o padratildeo
difratomeacutetrico calculado e o observado
2- Linha de base (background) eacute corrigida a partir de dados coletados no proacuteprio
difratograma e da interpolaccedilatildeo entre estes pontos Eacute importante conhecer o
comportamento da linha de base jaacute que esta fornece informaccedilotildees a respeito da presenccedila
de fases amorfas na amostra e pode ser incluiacuteda em uma rotina de quantificaccedilatildeo das
fases envolvidas
3- Perfil de pico conjunto de funccedilotildees analiacuteticas em que se modelam efeitos relacionados
ao perfil Algumas equaccedilotildees analiacuteticas satildeo propostas para corrigir estes efeitos como
as equaccedilotildees Gaussiana Lorentziana e de assimetria
4- Paracircmetros da ceacutelula Podem ser corrigidos pela Lei de Bragg (nλ=2dsenθ) onde o
espaccedilamento d estaacute relacionado aos iacutendices de Miller e portanto aos paracircmetros de
ceacutelula (a b c α β γ) A indexaccedilatildeo dos picos eacute feita levando-se em conta os paracircmetros
da ceacutelula e a intensidade calculada o que mostra certa vantagem em relaccedilatildeo a teacutecnicas
convencionais pois todos os paracircmetros que influenciam na discrepacircncia dos valores
de d satildeo refinados conjuntamente com os das intensidades
5- Fator de estrutura os paracircmetros variaacuteveis deste fator satildeo posiccedilotildees atocircmicas fatores
de temperatura isotroacutepicos ou anisotroacutepicos e o nuacutemero de ocupaccedilatildeo
6- Deslocamento paracircmetros de correccedilatildeo dos deslocamentos devido agrave fuga do ponto focal
da oacuteptica do difratocircmetro
7- Orientaccedilatildeo preferencial correccedilatildeo de problemas gerados na preparaccedilatildeo de amostra
Trabalhos da literatura mostram que a reduccedilatildeo computacional da orientaccedilatildeo preferencial
tem eficiecircncia limitada daiacute a preocupaccedilatildeo em controlar este efeito durante a preparaccedilatildeo
da amostra
30
251 Iacutendices de avaliaccedilatildeo da qualidade do refinamento
A qualidade do refinamento deve ser verificada atraveacutes de indicadores estatiacutesticos
numeacutericos que satildeo utilizados durante o processo iterativo (caacutelculos) e apoacutes o teacutermino deste
para aferir se o refinamento estaacute se procedendo de modo satisfatoacuterio [46]
Os refinamentos realizados no software GSAS [47] devem ser acompanhados no que
diz respeito a convergecircncia ao miacutenimo global por iacutendices de confiabilidade para julgar a
qualidade dos mesmos dentre eles o Rwp (R ponderado) e o 1205362 chamado de ldquogoodnees of fit
os quais estatildeo relacionados com o perfil do difratograma [46]
O Rwp eacute expresso por
119877119908119901 = ( radicsum 120596119894(119910119894minus 119910119888119894)2
119894
sum 120596119894(119910119894)2119894
) 119909 100 (9)
O denominador do Rwp eacute a funccedilatildeo de minimizaccedilatildeo (equaccedilatildeo 4) Esse eacute o iacutendice que deve
ser analisado para verificar se o refinamento estaacute convergindo Se o valor de Rwp estaacute
diminuindo entatildeo o refinamento estaacute sendo bem-sucedido Bons refinamentos fornecem
valores de Rwp da ordem de 2 a 10 tipicamente se encontram entre 10 e 20 [46]
O Rexp eacute o valor estatisticamente esperado sendo expresso conforme [54]
119877119890119909119901 = [(119873minus119875)
sum 119908119894(119910119894(119900119887119904))sup2]
12frasl
(10)
Por sua vez o 1205362 eacute definido como
1205942 = 119877119908119901
119877119890119909119901 (11)
Trata-se de um iacutendice frequentemente utilizado estando relacionado agrave qualidade do
ajuste entre o difratograma calculado e o observado Espera-se que seu valor seja equivalente a
10 em um refinamento perfeito sendo que na praacutetica valores em torno de 50 caracterizam
refinamentos otimizados [43] O Rexp utilizado para se determinar o valor de 1205362 eacute o valor
estatisticamente esperado para o Rwp
31
252 GSAS-EXPGUI
O diagrama de blocos da Figura 12 descreve os procedimentos a serem seguidos para se
iniciar um refinamento no software EXPGUI [48]
Figura 12 Diagrama de blocos com ordem dos procedimentos para iniacutecio do refinamento no EXPGUI
Iniciar o programa
Adicionar as fases
Inserir o Difratograma Experimental
Inserir o arquivo PRM
Escolha da funccedilatildeo de background
powpref
genles
Abertura do programa com criaccedilatildeo de um novo arquivo referente ao
refinamento que seraacute iniciado
A adiccedilatildeo das fases presentes na amostra normalmente utiliza-se arquivos
com as informaccedilotildees cristalograacuteficas com a extensatildeo cif
Insere-se o arquivo contendo o difratograma experimental (com a extensatildeo
gsas)
Inserir o PRM O arquivo PRM conteacutem informaccedilotildees instrumentais do
difratocircmetro utilizado como por exemplo o nome do difratocircmetro o
comprimento de onda da radiaccedilatildeo utilizada a polarizaccedilatildeo e os paracircmetros de
perfil relacionados ao alargamento instrumental
O passo seguinte eacute a escolha da funccedilatildeo de background e o nuacutemero de termos
que se iraacute utilizar O programa dispotildee de 8 tipos de funccedilotildees background Na
sequecircncia deve-se escolher a funccedilatildeo de perfil que iraacute modelar os picos de
difraccedilatildeo O GSAS possui cinco funccedilotildees Nesse trabalho utilizou-se a funccedilatildeo
nuacutemero 4
Preparar e carregar os dados
Prepara para rodar os ciclos de refinamento
32
Concluiacutedo os processos descritos na Figura 12 inicia-se o refinamento dos paracircmetros
vale ressaltar que a utilizaccedilatildeo da funccedilatildeo perfil pseudo-Voigt de Thompson-Cox-Hasting
modificada embora seja mais interessante para refinamentos de estruturas ela pode apresentar
alguma complicaccedilatildeo devido agrave grande quantidade de paracircmetros altamente correlacionados (GU
GV GW GP LX) que tornam a convergecircncia um desafio agrave paciecircncia
Entretanto a sua aplicaccedilatildeo pode ser significativamente simplificada se um refinamento
preacutevio de uma amostra padratildeo for realizado e os paracircmetros instrumentais obtidos forem
usados como paracircmetros iniciais para o refinamento do material desejado [46]
Na Figura 13 apresenta-se um print da interface do EXPGUI Durante os procedimentos
de refinamento
Figura 13 Interface do EXPGUI para refinamento dos paracircmetros
Para refinamento dos paracircmetros o conhecimento da correlaccedilatildeo de cada fator torna mais
faacutecil o sucesso e a qualidade final do refinamento Escolhendo-se a funccedilatildeo de perfil 4 tem-se as
seguintes correlaccedilotildees mostradas na tabela 3
33
Tabela 3 Correlaccedilotildees e definiccedilotildees para as variaacuteveis envolvidas no refinamento pelo MR no EXPGUI
PARAcircMETRO CORRELACcedilAtildeO NO MODELO REFINADO
GV e GW Definem a largura da gaussiana relacionada ao alargamento instrumental
GU Define a largura da gaussiana relacionada agrave micro deformaccedilatildeo da rede
GP Define a largura da gaussiana relacionada ao tamanho de cristalito
LX Define a largura da lorentziana relacionada ao tamanho de cristalito
PTEC Avalia a anisotropia do tamanho de cristalito relacionada ao alargamento de
Lorentz
SHKL Define a micro deformaccedilatildeo da rede relacionada ao alargamento de Lorentz Seu
nuacutemero de termos depende da simetria de Laue
TRNS Descreve a profundidade de penetraccedilatildeo dos raios X em uma amostra
SHFT Determina o deslocamento em 2θ devido agrave posiccedilatildeo da amostra no porta amostra
SFEC Avalia a anisotropia quando haacute falhas de empilhamento da rede
ETA Eacute o termo de mistura entre as contribuiccedilotildees de Gauss e de Lorentz
SL e HL Satildeo termos de assimetria relacionados agrave divergecircncia axial
25 Calorimetria Diferencial de Varredura
A calorimetria diferencial de varredura (Differential Scanning Calorimetry- DSC) eacute um
meacutetodo de medida bem estabelecido e usado numa ampla escala em diferentes aacutereas de
pesquisa Com as medidas de DSC eacute possiacutevel investigar a evoluccedilatildeo teacutermica dos materiais e
tambeacutem avaliar grandezas como pureza capacidade teacutermica calor de transiccedilatildeo transiccedilotildees
viacutetreas relaxaccedilatildeo teacutermica [2]
O sistema DSC consiste na detecccedilatildeo de um sinal eleacutetrico gerado pela diferenccedila de
temperatura entre o material de referecircncia cujo comportamento com a temperatura eacute conhecido
e o material que estaacute sendo investigado (amostra) O DSC eacute um meacutetodo calorimeacutetrico no qual
satildeo medidas diferenccedilas de energia A Figura 14 ilustra a configuraccedilatildeo de um DSC
34
Figura 14 Ilustraccedilatildeo da configuraccedilatildeo de um DSC
As curvas construiacutedas com os dados DSC permitem identificar substacircncias construir
diagramas de fase aleacutem de determinar a fraccedilatildeo de cristalinidade dos materiais A amostra natildeo
inerte pode sofrer periodicamente fenocircmenos de absorccedilatildeo ou geraccedilatildeo de calor em funccedilatildeo do
tempo temperatura e posiccedilatildeo do meio Entre os processos de absorccedilatildeo de calor (endoteacutermicos)
pode-se destacar a fusatildeo a sublimaccedilatildeo a adsorccedilatildeo e entre os processos de geraccedilatildeo de calor
(exoteacutermicos) destacam-se a cristalizaccedilatildeo e a desorccedilatildeo
De acordo com o fenocircmeno ocorrido com a amostra no interior do equipamento a curva
gerada poderaacute apresentar picos endoteacutermicos ou exoteacutermicos a associaccedilatildeo dos dados com um
diagrama de fases um DRX ou outra teacutecnica poderaacute ser necessaacuterio para se extrair informaccedilotildees
consistentes A Figura 15 ilustra as possiacuteveis configuraccedilotildees encontradas em uma curva tiacutepica
de DSC
Figura 15 Representaccedilatildeo graacutefica dos padrotildees geneacutericos de picos apresentados no DSC
35
Dentre os possiacuteveis fenocircmenos apresentados por uma amostra em um DSC pode-se
obter picos exoteacutermicos ou endoteacutermicos Pode-se calcular a energia de ativaccedilatildeo (Ea) necessaacuteria
para promover a cristalizaccedilatildeo ou a nucleaccedilatildeo de uma fase Para tanto eacute necessaacuterio conhecer
valores de temperaturas de pico de cristalizaccedilatildeo (Tc) medidas para diferentes taxas de
aquecimento constantes (τ) e aplicar esses valores na equaccedilatildeo de Kissinger mostrada abaixo
[2]
119897119899 (τ
1198791198882) = minus
119864119886
119877119879119888+ 119888 (12)
onde R = 831 Jmol K eacute a constante molar dos gases e c eacute uma constante arbitraria
36
3 PROCEDIMENTOS EXPERIMENTAIS
31 Produccedilatildeo da Amostra
Para produccedilatildeo da amostra de Bi3Ni utilizou-se a formula AxBy onde x + y =100 e as
relaccedilotildees abaixo descritas as quais permitem encontrar os valores em fraccedilatildeo da massa de cada
componente
119872119879119900119905119886119897 = (119909
119909+119910) 119872119860 + (
119910
119909+119910) 119872119861
119876119860 = (119909
119909+119910)
119872119860
119872119879119874119879119860119871 e (13)
119876119861 = (119910
119909 + 119910)
119872119861
119872119879119874119879119860119871
onde MTotal = massa total a ser pesada MA = massa do elemento A (constante na Tabela
Perioacutedica) MB = massa do elemento B (constante na Tabela Perioacutedica) QA = fraccedilatildeo da massa
do elemento A a ser pesada e QB = fraccedilatildeo da massa do elemento B a ser pesada
Considerando-se as relaccedilotildees acima a amostra composta pelos elementos quiacutemicos
Niacutequel (Ni) e Bismuto (Bi) foi produzida com a massa total de 3 gramas sendo 026 gramas
de Ni (Alfa Aesar com 9995 de pureza e com tamanho de partiacutecula de minus100 mesh) e 274
gramas de Bi (Alfa Aesar com 9995 de pureza e com tamanho de partiacutecula de minus100 mesh)
Para pesagem foi utilizada a balanccedila eletrocircnica de alta precisatildeo (001mg) SHIMADZU modelo
(AUW220D)
32 Siacutentese Mecacircnica
Apoacutes a preparaccedilatildeo da amostra iniciou-se a fase da moagem mecacircnica Para tal utilizou-
se o moinho High Energy Ball Mill Emax da Retsch pertencente ao Laboratoacuterio de Siacutentese e
Caracterizaccedilatildeo de Nanomateriais (LSCN) do IFAM O moinho Emax combina vantagens de
diversos tipos de moinho tais como impacto de alta frequecircncia (moinho oscilante) atrito
37
intenso (moinho oscilante de discos) e movimentos rotativos controlados do vaso de moagem
(moinho de bolas planetaacuterio) o que proporciona um oacutetimo desempenho [55]
Na Figura 16 satildeo mostradas as imagens do moinho na imagem agrave esquerda observa-se a posiccedilatildeo
de fixaccedilatildeo dos dois jarros de moagem
Figura 16 Moinho High Energy Ball Mill Emax
Os suportes de cada vaso satildeo afixados sobre dois discos que giram no mesmo sentido
movendo assim os vasos por uma trajetoacuteria circular sem que estes modifiquem sua orientaccedilatildeo
A accedilatildeo combinada da geometria dos vasos e da mecacircnica do movimento gera um forte atrito
entre as bolas a amostra e as paredes do vaso bem como uma elevada aceleraccedilatildeo que lanccedila as
bolas com forte impacto contra a amostra junto agraves paredes do vaso Disso resulta uma melhor
mistura das partiacuteculas e uma menor granulometria final [55]
O moinho possui um sistema de resfriamento por aacutegua permitindo que a elevada
aplicaccedilatildeo de energia possa ser aproveitada com eficiecircncia no processo de moagem sem que a
amostra se superaqueccedila
A amostra foi colocada no jarro de moagem juntamente com 3 esferas de accedilo inoxidaacutevel
com massa total de 2092 g resultando numa BPR aproximada de 71 O jarro de moagem foi
levado a glove box onde foi realizado o vaacutecuo do ambiente com a posterior injeccedilatildeo de gaacutes
Argocircnio e a selagem do vaso de moagem Esse procedimento teve como objetivo evitar uma
possiacutevel oxidaccedilatildeo da amostra durante a moagem mecacircnica
38
Na Figura 17 eacute possiacutevel visualizar o jarro de moagem em dois momentos sendo o
primeiro entes do fechamento com as esferas e a amostra e posteriormente durante o processo
de fechamento dentro da glove box
Figura 17 Preparaccedilatildeo e selagem do vaso de moagem
O primeiro processo de moagem da mistura foi realizado durante uma hora Apoacutes esse
tempo o jarro foi aberto e feito uma Difraccedilatildeo de Raios X (DRX) da amostra Seguiu-se entatildeo
para selagem do vaso de moagem e preparaccedilatildeo para novo ciclo de moagem O intervalo de
moagem passou a ser de 3 horas sendo realizado em trecircs etapas de 1 hora entre cada etapa
houve um intervalo de 5 minutos para resfriamento da amostra realizadas sem abertura do jarro
de moagem
No procedimento foi utilizada a rotaccedilatildeo de 1000 rpm a temperatura do vaso variou de
27 degC agrave 39 degC no final da moagem Apoacutes as 3 horas de moagem o vaso foi aberto e realizou-se
um DRX da amostra Esse processo se repetiu por seis vezes tendo gerado intervalos de tempo
de1h 4hs 7hs 10hs 13hs 16hs e 19hs de moagem
O fim da moagem foi estabelecido com base na anaacutelise dos difratogramas da amostra e
da constataccedilatildeo de equiliacutebrio na evoluccedilatildeo ou formaccedilatildeo de novas fases
39
33 Difraccedilatildeo de Raios X
As medidas de DRX foram realizadas no Laboratoacuterio de Materiais (LabMat) da UFAM
utilizando um Difratocircmetro de Raio-X modelo Empyrean da PANalytical com radiaccedilatildeo CuKα1
de 1 5406 Aring e se dividiram em duas etapas
A primeira etapa foi realizada com os intervalos de 1h 4hs 7hs 10hs 13hs 16hs e 19
horas e teve como finalidade acompanhar a evoluccedilatildeo estrutural da amostra e confirmar a
formaccedilatildeo da fase uacutenica de Bi3Ni
A Figura 18 apresenta o porta amostra em duas etapas distintas a primeira com a
amostra sendo preparada adequadamente e na segunda pronta para a realizaccedilatildeo do DRX
Figura 18 Preparaccedilatildeo da amostra para realizaccedilatildeo de DRX
Os difratogramas experimentais gerados foram submetidos agrave identificaccedilatildeo das fases
cristalinas atraveacutes de comparaccedilotildees com padrotildees difratomeacutetricos disponibilizados no banco de
dados do Inorganic Crystal Structure Database ndash ICSD
Na Figura 19 apresenta-se o goniocircmetro difratocircmetro de raio-X modelo Empyrean da
PANalytical
40
Figura 19 Difratocircmetro de Raio-X modelo Empyrean da PANalytical
Os padrotildees usados de DRX foram os seguintes
Faixa de acircngulo 10 ndash 100deg
Velocidade de escaneamento 1deg min
Tempo aproximado de realizaccedilatildeo do difratograma 45 min
Tubo de raio-X de cobre (Cu)
Voltagem 40 kV
Corrente 30 mA
Divergecircncia de fenda 10 (deg)
Dispersatildeo de fenda 10 (deg)
A segunda etapa das medidas de DRX foi realizada com uso do forno e medidas in situ
tendo sido realizadas com a amostra moiacuteda por 19 horas nas temperaturas de 250 2500 3000 e
350 0C essas medidas tiveram a finalidade de acompanhar o comportamento estrutural em
funccedilatildeo da temperatura e estudar a estabilidade teacutermica da amostra Detalhes do forno estatildeo
ilustrados nas Figuras 20
41
Figura 20 Preparaccedilatildeo da amostra e porta amostra no forno do DRX
A primeira mediccedilatildeo foi realizada a temperatura de 25 oC seguindo-se de um
aquecimento a taxa de 10 oCmin ateacute atingir a temperatura de 250 oC apoacutes atingir a temperatura
procedeu-se uma execuccedilatildeo de uma isoteacutermica por 10 minutos antes da mediccedilatildeo in situ de DRX
O procedimento foi repetido para as temperaturas de 300 oC e 350 oC conforme pode-se
observar na rampa de aquecimento da Figura 21
Figura 21 Rampa de aquecimento para medidas in situ de DRX
34 Refinamento pelo Meacutetodo de Rietveld
Para realizaccedilatildeo dos refinamentos pelo MR desta dissertaccedilatildeo utilizou-se o programa
GSAS (General Structure Analysis System) e o EXPGUI [4748]
42
Para se descrever o formato dos picos de DRX utilizou-se a funccedilatildeo perfil pseudo-Voigt
de Thompson-Cox-Hasting modificada funccedilatildeo de perfil CW 4 no pacote GSAS que considera
o modelo anisotroacutepico de Stephens e efeitos de textura [4950]
Para o coeficiente de mistura (η) que determina as contribuiccedilotildees do alargamento
gaussiano (η = 0) e Lorentziano (η = 1) nas equaccedilotildees 5 e 6 foi utilizado neste trabalho o valor
de η = 075
Os coeficientes de alargamento instrumental V e W constantes na equaccedilatildeo 5 foram
previamente obtidos a partir do DRX de uma amostra padratildeo bem cristalizada e mantidos fixos
no refinamento dos dados experimentais
Para o caacutelculo do tamanho meacutedio de cristalito com o uso da equaccedilatildeo 7 utilizou-se o
valor de K = 091 e 120582=0154056 nm
O GSAS dispotildee de 8 tipos de funccedilotildees de background neste trabalho utilizou-se a funccedilatildeo
polinomial de Chebyshev o nuacutemero de termos variou tendo sido utilizados 20 termos na funccedilatildeo
polinomial para refinamentos com a presenccedila da fase amorfa e 6 termos apoacutes a cristalizaccedilatildeo da
fase amorfa
Para iniacutecio do refinamento no programa EXPGUI foi utilizado o diagrama de blocos da
Figura 12 e para o refinamento dos paracircmetros as correlaccedilotildees da tabela 3
35 Tratamento Teacutermico
Foi realizado um tratamento teacutermico na amostra moiacuteda por 19 horas com a finalidade
de promover o relaxamento dos defeitos e tensotildees causados durante a moagem mecacircnica e a
cristalizaccedilatildeo da fase amorfa presente A partir da temperatura ambiente 25 oC iniciou-se o
aquecimento a uma taxa de 10 oCmin A temperatura final foi de 800 oC seguindo-se do
desligamento do forno que se manteve fechado ateacute que a temperatura da amostra atingisse
25 oC Em seguida a amostra foi retirada do forno e foi realizado um DRX Utilizou-se um forno
tubular com tubo de quartzo e uma atmosfera com fluxo constante de gaacutes argocircnio ilustrado
na Figura 22
43
Figura 22 Forno utilizado para realizar o tratamento teacutermico
36 Calorimetria Diferencial de Varredura (DSC)
As medidas de DSC foram realizadas na amostra moiacuteda por 19 horas em uma ceacutelula
Netzsch modelo DSC 3500 Sirius pertencente ao Laboratoacuterio de Termo ciecircncias da UFAM
Para realizaccedilatildeo das medidas utilizou-se um fluxo de proteccedilatildeo de N2 a 50 mlmin com
temperatura inicial de 25 oC e temperatura final de 550 oC
Foram realizadas quatro medidas com as taxas de transferecircncia de calor de 25 oCmin
5 oCmin 10 oCmin e 20 oCmin Foram utilizados cadinhos (porta amostra) de alumiacutenio e a
massa meacutedia de 22 mg de amostra foi utilizada nos quatro experimentos
Na Figura 23 eacute mostrada a ceacutelula Netzsch modelo DSC 3500 Sirius onde foram
realizadas as medidas e os cadinhos sendo dois fechados e um com a amostra visiacutevel
Figura 23 Equipamento utilizado para realizar o DSC
44
4 RESULTADOS E DISCUSSOtildeES
41 Evoluccedilatildeo estrutural
A Figura 24 mostra a evoluccedilatildeo estrutural durante o processo de siacutentese conforme
descrito nos procedimentos experimentais Qualitativamente podemos ver nesta figura uma
modificaccedilatildeo gradativa dos padrotildees de difraccedilatildeo O pico mais intenso da amostra moiacuteda por 1
hora corresponde ao plano (1 0 -2) do Bi precursor
Acompanhando o comportamento deste plano em especiacutefico constata-se que entre a
primeira e a quarta hora o mesmo sofre apenas uma ligeira diminuiccedilatildeo Concomitantemente
com este decreacutescimo emergem pequenos novos picos em 2θ aproximadamente entre 28 e 35o
Com 7 horas de moagem os novos picos satildeo evidentes e foram identificados junto agrave base de
dados do ICSD como a estrutura desejada Bi3Ni grupo espacial Pnma (cartatildeo nuacutemero 391336)
Em 13 horas de moagem o pico do Bi atinge seu miacutenimo e segue estaacutevel ateacute 19 h de moagem
Dada a observaccedilatildeo da estabilizaccedilatildeo estrutural o processo foi interrompido Uma anaacutelise mais
detalhada dos difratogramas seraacute mostrada e discutida na sequecircncia
Figura 24 Padratildeo de difraccedilatildeo observado para amostra e Bi3Ni durante todo intervalo de moagem
10 20 30 40 50 60 70 80
19h
16h
1h
10h
1h
7h
4h
2(graus)
1h
13h
Inte
nsid
ade (
ua
)
45
Na Figura 25 mostramos a indexaccedilatildeo das fases na primeira hora de moagem onde foi
verificada o iniacutecio da nucleaccedilatildeo do Bi3Ni Tambeacutem eacute possiacutevel observar os picos do elemento
precursor minoritaacuterio no caso o Niacutequel (cartatildeo ICSD 64703)
Figura 25 Difratograma obtido apoacutes a primeira hora de moagem
Seguindo o processo de moagem conforme descrito nos procedimentos experimentais
a amostra foi moiacuteda por mais 3 horas totalizando 4 horas de moagem os difratogramas obtidos
satildeo apresentados nas Figuras 26 e 27 Nesta etapa jaacute natildeo eacute mais possiacutevel identificar a presenccedila
dos picos referentes ao niacutequel dessa forma somente satildeo observados os picos do bismuto e do
Bi3Ni Poreacutem como verificamos na Figura 24 a nucleaccedilatildeo da liga Bi3Ni continua ocorrendo
sistematicamente
Na Figura 26 mostramos uma comparaccedilatildeo do difratograma padratildeo de Bi3Ni (cartatildeo
nuacutemero 391336 do ICSD) com o difratograma da amostra moiacuteda por 4 horas plotados em
conjunto para destacar a nucleaccedilatildeo da fase de Bi3Ni
Na Figura 27 apresenta-se o resultado do refinamento pelo meacutetodo de Rietveld para as
4 horas de moagem Eacute possiacutevel verificar um bom acordo entre o padratildeo de DRX da amostra e
o padratildeo refinado por MR Os fatores de qualidade podem ser verificados na tabela 4 Neste
refinamento obtivemos uma fraccedilatildeo de fase equivalente a 67 de Bi e 33 de Bi3Ni
46
Figura 26 Difratograma da amostra moiacuteda durante 4 horas (curva com ruiacutedo) e o padratildeo idealizado
do Bi3Ni calculado a partir do arquivo CIF (cartatildeo ICSD no 391336)
Figura 27 Padratildeo observado no DRX (4horas) calculado e residual obtidos no refinamento pelo MR
10 20 30 40 50 60 70 80
23 24 25 26 27 28 29 30 31 32 33
Inte
nsid
ade (
ua
)
2(graus)
4 horas
CIF Bi3Ni
10 20 30 40 50 60 70 80
Experimental
Calculado
Residual
Inte
nsid
ade (
u a)
2 (graus)
4 horas
25 30 35 40 45
47
Em todas as etapas do processo de moagem foram obtidos refinamentos com iacutendices de
qualidade muito semelhantes Natildeo houve alteraccedilatildeo nos acircngulos da ceacutelula unitaacuteria do composto
de Bi3Ni que permanecerem com α= β= λ = 90o Os valores obtidos para os iacutendices de avaliaccedilatildeo
da qualidade e os paracircmetros de rede encontram-se na tabela 4
Tabela 4 Valores de Rwp e 1205362 obtidos nos refinamentos realizados durante o processo de moagem
mecacircnica para o Bi3Ni
Com os resultados obtidos nos refinamentos determinou-se as contribuiccedilotildees em
porcentagem de cada fase em funccedilatildeo do tempo de moagem Verifica-se que apoacutes a primeira
hora de moagem natildeo se identifica no difratograma a presenccedila de Ni entretanto a fase de Bi3Ni
continua nucleando indicando que ainda existe niacutequel disponiacutevel para a formaccedilatildeo desta fase
Pode-se conceber algumas hipoacuteteses para este fato A primeira refere-se agrave sensibilidade do
equipamento de DRX que natildeo identifica precisamente elementos com fraccedilatildeo de fase menor
que 10 Outa hipoacutetese provaacutevel pode ser atribuiacutea a uma adesatildeo do niacutequel nas paredes do jarro
de moagem ou nas esferas de accedilo tendo em vista sua ductilidade
Na Figura 28 foi plotado a fraccedilatildeo de cada uma das fases presentes no processo de
moagem em funccedilatildeo do tempo Fica evidente que apoacutes a primeira hora a fraccedilatildeo de fase do niacutequel
eacute zero mas continua ocorrendo a nucleaccedilatildeo do Bi3Ni que estabiliza em 13 horas
TEMPO DE MOAGEM RWP 1205362 PARAcircMETROS DE REDE DO BI3NI
a (Å) b (Å) c (Å) Volume (Å3)
4 HORAS 77 139 8890(9) 4102(1) 11502(1) 41949(6)
7 HORAS 70 137 8891(3) 4106(1) 11500(1) 41986(9)
10 HORAS 71 131 8888(1) 4104(8) 11495(1) 41939(5)
13 HORAS 65 124 8893(5) 4104(3) 11507(1) 42003(2)
16 HORAS 64 124 8888(7) 4102(9) 11499(9) 41940(1)
19 HORAS 63 123 8894(1) 4105(1) 11506(5) 42012(3)
48
Figura 28 Fraccedilatildeo das fases de Ni Bi e Bi3Ni em funccedilatildeo do tempo de moagem
Utilizando-se a equaccedilatildeo 7 com os dados obtidos no refinamento pelo MR calculou-se
o tamanho meacutedio dos cristalitos de Bi3Ni em funccedilatildeo do tempo de moagem Na Figura 29
apresenta-se em forma de um graacutefico os valores obtidos Observamos que entre a quarta e a
seacutetima hora haacute um aumento aproximado de 14 no tamanho meacutedio do cristalito pode-se
atribuir esse aumento a uma possiacutevel deformaccedilatildeo plaacutestica da amostra acarretando num
acreacutescimo da aacuterea de superfiacutecie o que aumentaria progressivamente a probabilidade de
soldagem a frio dessas partiacuteculas gerando assim um aumento do tamanho meacutedio do cristalito
Entre a seacutetima e a deacutecima hora de moagem ocorre uma reduccedilatildeo de 26 no tamanho do
cristalito maior valor percentual obtido entre intervalos de moagem Entre a deacutecima sexta e a
deacutecima nona hora haacute uma estabilizaccedilatildeo no processo de reduccedilatildeo do tamanho de cristalito
Obtivemos no final do processo uma reduccedilatildeo total de aproximadamente 59 o que representa
um tamanho meacutedio de cristalito na ordem de 2653 nm
Plota-se na Figura 29 um graacutefico com tamanho meacutedio de cristalito do composto Bi3Ni
em funccedilatildeo do tempo de moagem
0 5 10 15 20
0
20
40
60
80
100
Fra
ccedilao d
e fases (
)
Tempo de moagem ( horas)
Bi
Bi3Ni
Ni
49
Figura 29 Tamanho meacutedio de cristalito de Bi3Ni em funccedilatildeo do tempo de moagem
Natildeo houve formaccedilatildeo de novas fases ou aparentemente quaisquer outras alteraccedilotildees
significativas apoacutes a deacutecima terceira hora de moagem Os uacutenicos efeitos com a continuaccedilatildeo da
moagem foram a melhora da cristalizaccedilatildeo da fase de interesse e o aumento de intensidade do
perfil referente a fase amorfa Poreacutem o processo de moagem totalizou 19 horas a finalidade
deste intervalo apoacutes a estabilizaccedilatildeo de formaccedilatildeo da fase pretendida foi verificar a possibilidade
de oxidaccedilatildeo da amostra que ficou exposta ao ambiente durante a execuccedilatildeo do DRX
Observa-se nos difratogramas da Figura 24 a formaccedilatildeo de uma acentuada elevaccedilatildeo na
linha de base entre a faixa de 2θ que vai de aproximadamente 26deg a 36deg A forma ou perfil
dessa elevaccedilatildeo eacute um forte indicio do aparecimento de uma fase amorfa Para alcanccedilar bom
acordo nos refinamentos Rietveld foram necessaacuterios 20 termos na funccedilatildeo polinomial de
Chebyshev para descrever estas linhas de base (background)
Analisando-se portanto os difratogramas referentes agraves etapas de 10 13 16 e 19 horas
eacute possiacutevel identificar o crescimento dessa fase amorfa conforme mostramos na Figura 30
4 6 8 10 12 14 16 18 20
25
30
35
40
45
50
55
Ta
ma
nh
o m
eacuted
io d
e c
rista
lito
(n
m)
Tempo de moagem (horas)
50
Estas curvas satildeo particularmente interessantes uma vez que podemos avaliar as
distacircncias R entre os primeiros vizinhos da fase desordenada aplicando a equaccedilatildeo de Ehrenfest
que pode ser expressa como [56]
2Rsen(θ) = 123λ (14)
O maacuteximo destas curvas correspondem a 2θ ~29o o que nos leva a distacircncias aproximada
de 38 Aring Esta distacircncia natildeo fere nenhum viacutenculo de distancias entre os atamos para
Ni-Ni~248 Aring Ni-Bi~ 278 Aring Bi-Bi~308 Aring Bi-O~214 Aring
Figura 30 Comparaccedilatildeo das funccedilotildees de background para a amostra moiacuteda por 10 13 16 e 19 horas
Com objetivo de avaliar com mais detalhes a estrutura nanocristalina e amorfa
realizamos medidas de difraccedilatildeo com configuraccedilotildees que produzissem uma maior qualidade nos
dados obtidos utilizamos uma cacircmara com baixo vaacutecuo e aumentamos o tempo de aquisiccedilatildeo
dos dados
A Figura 31 mostra o padratildeo obtido para a amostra final moiacuteda por 19 horas
Destacamos a evidente fase amorfa que se forma
10 20 30 40 50 60 70 80
19 horas
16 horas
13 horas
10 horas
Inte
nsid
ade (
u a)
2 (graus)
51
Figura 31 Formaccedilatildeo da fase amorfa na amostra de Bi3Ni apoacutes 19 horas de moagem
Comparando o padratildeo de DRX obtido para amostra moiacuteda por 19 horas com o
difratograma padratildeo de Bi3Ni (cartatildeo nuacutemero 391336 do ICSD) pode-se constatar a
equivalecircncia dos picos conforme apresentada Figura 32
Com os difratogramas de maior resoluccedilatildeo verificamos a presenccedila embora em uma
pequena fraccedilatildeo de Bi (ICSD no 64703) Assim como uma ligeira sugestatildeo da existecircncia de
Bi2O3 (ICSD no 41764) vislumbra-se essa fase em virtude da possiacutevel oxidaccedilatildeo da amostra
devido as sucessivas aberturas do jarro de moagem para realizaccedilatildeo do DRX entretanto
diferentemente do que se percebe para o bismuto natildeo haacute nenhum pico referente ao oxido de
bismuto
Na posiccedilatildeo de 2θ~27o existe um pico caracteriacutestico do Bi2O3 entretanto mesmo com a
melhor resoluccedilatildeo do DRX natildeo eacute possiacutevel distinguir claramente a fase do oxido de bismuto
assim durante o processo de refinamento pelo MR natildeo foi adicionada a fase relativa ao oxido
O refinamento pelo meacutetodo de Rietveld referente a amostra moiacuteda por 19h encontra-se
na Figura 33 percebe-se a boa concordacircncia obtida para a fase de interesse Bi3Ni e a fase
20 30 40 50 60 70 80
Bi
Inte
nsid
ade (
u a)
2 (graus)
Bi
20 25 30 35 40 45
52
amorfa O asterisco indicando o pico principal do Bi salienta que essa fase por contribuir
modestamente em um difratograma tatildeo complexo natildeo eacute bem ajustada
Figura 32 Difratograma da amostra moiacuteda 19h em conjunto com os CIFs de o Bi3Ni Bi e Bi2O3
Figura 33 Difratograma da amostra moiacuteda 19h e refinada por meacutetodo de Rietveld partindo dos CIFs
do Bi3Ni Bi
20 30 40 50 60 70 80
19 horas
Bi3Ni
Bi
Bi2O
3
In
tensid
ade (
u a)
2 (graus)
25 30 35 40
20 30 40 50 60 70 80
Experimental (19h)
Calculado
Residual
Inte
nsid
ade (
u a)
2 (graus)
20 25 30 35 40 45 50
53
Os trabalhos cientiacuteficos que versam sobre a produccedilatildeo e a caracterizaccedilatildeo do composto
Bi3Ni descrevem que a siacutentese pode ser realizada por vaacuterios mecanismos normalmente as
metodologias mais usadas para obtenccedilatildeo envolvem os processos em meio quiacutemico a
eletrodeposiccedilatildeo e a solidificaccedilatildeo raacutepida Em alguns casos utilizou-se longos processos teacutermicos
que envolvem a permanecircncia da amostra num forno de resistecircncia a 1100 degC durante 3 dias
[13] ou processos de sinterizaccedilatildeo com recozimento a vaacutecuo a temperatura de 1000 degC por 24
horas [15] Relata-se tambeacutem que conforme ocorreu neste trabalho algumas amostras
apresentam pequenos traccedilos de Bi em sua composiccedilatildeo final [13]
Dessa forma o primeiro desafio desse trabalho foi produzir uma fase uacutenica de Bi3Ni por
meio da moagem mecacircnica entretanto verificou-se no resultado obtido no DRX e no
refinamento pelo MR que a fase de Bi3Ni embora apresente uma fraccedilatildeo de 999 ainda possui
leves traccedilos do pico mais intenso de bismuto (indicado por um asterisco na Figura 33) Uma
proposta futura seria portanto acrescentar uma pequena quantidade de Ni para interagir com
esse Bi remanescente
42 Medidas de DRX in situ
Com o objetivo de estudar a estabilidade teacutermica e acompanhar a evoluccedilatildeo estrutural da
amostra em funccedilatildeo da temperatura foram realizadas medidas de DRX in situ conforme
descrito nos procedimentos experimentais A Figura 34 apresenta os quatro difratogramas
obtidos
A temperatura de 25 oC observa-se uma fase uacutenica do composto Bi3Ni (com jaacute
mencionado anteriormente a amostra possui uma leve indicaccedilatildeo da presenccedila de bismuto) que
possui estrutura ortorrocircmbica e grupo espacial Pnma eacute a mesma apresentada na Figura 32
A medida que aumentamos a temperatura conforme descrito na seccedilatildeo 3 Figura 21
inicia-se uma transformaccedilatildeo do composto inicial para o crescimento da fase tetragonal de Bi2O3
(ICSD no 41764) e da fase precursora de Bi Essa alteraccedilatildeo na composiccedilatildeo da amostra ocorre
em virtude da degradaccedilatildeo da fase Bi3Ni que conforme eleva-se a temperatura tem sua fraccedilatildeo
diminuiacuteda conforme verifica-se na Figura 36 Embora as medidas in situ terem sido feitas em
baixo vaacutecuo natildeo foi impedido o crescimento do Bi2O3
54
Na Figura 34 encontram-se plotados os DRX referentes as medidas realizadas em 25o
250o 300o e 350 oC as curvas foram deslocadas verticalmente para melhor comparaccedilatildeo
Figura 34 Padratildeo observado nos DRX da amostra submetida a aquecimento
A temperatura de 250 oC temos a ocorrecircncia de trecircs fases Bi3Ni Bi2O3 e Bi
O refinamento estrutural pelo meacutetodo de Rietveld estaacute mostrado na Figura 35 Mesmo tratando-
se de uma amostra com um elevado nuacutemeros de pico aleacutem da presenccedila de uma fase amorfa o
acordo entre o experimental e o calculado eacute notaacutevel Os valores dos iacutendices de avaliaccedilatildeo da
qualidade do refinamento referentes as quatro medidas realizadas encontram-se na tabela 5
20 30 40 50 60 70 80
350 0C
300 0C
250 0C
Inte
nsid
ade (
ua
)
2 (graus)
25 0C
55
Figura 35 Padratildeo obtidos no refinamento pelo MR para amostra aquecida a 250 0C
Tabela 5 Valores de Chi2 e de Rwp obtidos nos refinamentos realizados durante o processo de
aquecimento
A temperatura de 300 oC comeccedila a formaccedilatildeo da uma nova fase cubica de grupo espacial
I23 o Bi12NiO19 em detrimento da diminuiccedilatildeo da fase de Bi3Ni Aleacutem do aumento da fraccedilatildeo
da fase de Bi2O3
Temperatura de realizaccedilatildeo da medida Rwp 1205362
25 0C 69 23
250 0C 83 18
300 0C 98 26
350 0C 99 25
10 20 30 40 50 60 70 80
Inte
nsid
ade (
ua
)
2 (graus)
Experimental
Calculado
Residual
250 0C
25 30 35 40
56
O uacuteltimo DRX foi realizado a 350 oC a principal alteraccedilatildeo dessa medida refere-se ao
fato da inexistecircncia de picos referentes agrave fase Bi3Ni A fase majoritaacuteria torna-se agora a fase
referente ao Bi e a fase Bi12NiO19 (indexado na base de dados PDF2 mas natildeo na base de dados
ICSD) permanece estaacutevel isto eacute sem alteraccedilotildees significativas em sua fraccedilatildeo O fato de estarem
presentes picos referentes ao Bi mesmo apoacutes termos ultrapassado a temperatura de fusatildeo pode
ser explicado levando-se em consideraccedilatildeo a baixa condutividade teacutermica do bismuto aliado ao
excesso de defeitos produzidos na moagem assim natildeo obteve-se a fusatildeo do elemento
Utilizamos os dados obtidos nos refinamentos para plotar o graacutefico exposto na Figura
36 onde eacute possiacutevel observar a fraccedilatildeo de cada fase em funccedilatildeo da temperatura de execuccedilatildeo do
DRX Percebe-se a raacutepida decomposiccedilatildeo da fase de Bi3Ni que entre 250 oC e 350 oC apresenta
uma reduccedilatildeo percentual de aproximadamente 88 concomitantemente ao crescimento
percentual da fase de Bi
Figura 36 Fraccedilotildees de fase em funccedilatildeo da temperatura de realizaccedilatildeo do DRX in situ
O DRX realizado na amostra a 350 oC eacute mostrado na Figura 37 em conjunto aos CIFs
das fases constituintes Para a fase Bi12NiO19 natildeo foi encontrado o CIF no banco de dados do
Inorganic Crystal Structure Database (ICSD) Para refinar utilizando o meacutetodo de Rietveld
partimos do protoacutetipo estrutural de Bi26-x Mx O40-y (M = Mg Al Co Ni) O CIF desta fase
25 75 125 175 225 275 325 375
0
20
40
60
80
100
Fra
ccedilao d
e F
ases (
)
Temperatura (0C)
Bi3Ni
Bi2O
3
Bi
Bi12
NiO19
57
resultante estaacute mostrado em vermelho na Figura 37 e uma representaccedilatildeo da ceacutelula unitaacuteria na
Figura 38 os aacutetomos de oxigecircnio estatildeo representados na cor vermelha e o niacutequel em verde
Figura 37 Padratildeo observado no DRX da amostra em 350 oC em comparaccedilatildeo com o CIF das fases
constituintes
Figura 38 Projeccedilatildeo do eixo a e em perspectiva do Bi12NiO19
10 20 30 40 50 60 70 80
Inte
nsid
ade (
ua
)
2(graus)
350 graus
Bi2O
3
Bi
Bi12
NiO19
20 25 30 35 40 45 50 55
58
O refinamento estrutural utilizando estas fases estaacute mostrado na Figura 39 e os valores
referentes aos paracircmetros de rede obtidos para o refinamento da fase Bi12NiO19 constam na
tabela 6
Figura 39 Padratildeo obtidos no refinamento pelo MR para amostra aquecida a 350 0C
Tabela 6 Paracircmetros da ceacutelula unitaacuteria da estrutura Bi12NiO19
A Figura 40 conteacutem as fotografias retiradas do forno do difratocircmetro antes e apoacutes a
realizaccedilatildeo da medida Eacute possiacutevel verificar que a amostra devido a dilataccedilatildeo volumeacutetrica e a
fusatildeo do bismuto transborda o porta amostra
Paracircmetros de Rede a = b=c=10258(8) Aring
Acircngulos α = β = γ = 900
Volume da ceacutelula 107966(2) Aring3
Grupo de simetria Cuacutebico
Grupo espacial I23
10 20 30 40 50 60 70 80
Inte
nsid
ade (
ua
)
2 (graus)
Calculado
Experimental
Residual
350 0C
20 25 30 35 40 45
59
Figura 40 Fotografia do forno do DRX antes a apoacutes a realizaccedilatildeo das medidas
43 Calorimetria Diferencial de Varredura (DSC)
Com a finalidade de estudar e melhor entender a evoluccedilatildeo estrutural da amostra
observada nas medidas in situ realizou-se medidas DSC conforme descrito nos procedimentos
experimentais a temperatura final foi de 550 oC
Na Figura 41 mostramos as medidas DSC feitas em diferentes taxas de aquecimento
realizadas na amostra moiacuteda por 19 horas Em todas as 4 medidas vemos comportamentos
exoteacutermicos e endoteacutermicos Os picos endoteacutermicos ocorreram a uma temperatura aproximada
de 270 0C temperatura essa equivalente ao ponto de fusatildeo do bismuto e foram atribuiacutedos a
fusatildeo do Bi ocorrida em duas etapas
Comparando-se os resultados obtidos nas medidas in situ onde observamos a nucleaccedilatildeo
de uma nova fase a partir da temperatura de 250 oC com os resultados obtidos no DSC podemos
concluir que o pico exoteacutermico presente no termograma corresponde agrave nucleaccedilatildeo da fase de
Bi2O3
Com a finalidade de calcular a energia de ativaccedilatildeo (Ea) necessaacuteria para promover essa
nucleaccedilatildeo aplicamos a metodologia proposta por Kissinger [2] Conforme indicado na Figura
41 as 4 medidas foram feitas com taxas de aquecimento de 25 5 10 e 20 oCmin
60
A Figura 42 mostra em detalhes a Figura 41 onde vemos os valores das temperaturas
de pico de cristalizaccedilatildeo (Tc) e as referidas taxas de aquecimento (120591) Como era esperado a
medida que a taxa de aquecimento aumenta a temperatura de pico tambem aumenta
Figura 41 Termograma DSC plotados em conjunto para os diferentes fluxos de calor
Figura 42 Espectros DSC com as temperaturas de pico e suas respectivas taxas de aquecimento
100 150 200 250 300 350 400 450 500 550
250Cmin
50Cmin
100Cmin
fluxo d
e c
alo
r (u
a)
Temperatura (0C)
200Cmin
exo
230 235 240 245 250 255 260 265 270 275 280 285
250Cmin
50Cmin
100Cmin
fluxo d
e c
alo
r (u
a )
Temperatura (0C)
242 0C
252 0C
266 0C
278 0C
200Cmin
exo
61
Com os dados fornecidos na Figura 42 pode-se calcular a energia de ativaccedilatildeo referente
a nucleaccedilatildeo da fase de Bi2O3 Plotando-se um graacutefico linear de ln(120591
1198791198882) versus
1
119879119888 onde o
coeficiente angular eacute (minus119864119886
119877) obteacutem-se a energia de ativaccedilatildeo A Figura 43 apresenta a
linearizaccedilatildeo da equaccedilatildeo 16 de onde se obteacutem a energia de ativaccedilatildeo do processo de nucleaccedilatildeo
do Bi2O3
Figura 43 Graacutefico linear do ln(120591
1198791198882) versus
1
119879119888
Logo considerando as relaccedilotildees anteriormente definidas eacute possiacutevel calcular a energia de
ativaccedilatildeo uma vez que m = (minus119864119886
119877) e R = 831 jmol K Desse modo a energia de ativaccedilatildeo
necessaacuteria para promover a nucleaccedilatildeo da fase Bi2O3 eacute de 12465 kJmol
A metodologia proposta permitiria tambeacutem calcular a energia de ativaccedilatildeo necessaacuteria
para cristalizar a fase amorfa as medidas de DSC foram planejadas ateacute a temperatura de
550 oC devido a limitaccedilotildees do equipamento poreacutem como fica evidente na Figura 41 natildeo se
observa nenhum pico exoteacutermico apoacutes os 350 oC que se possa estar associado a cristalizaccedilatildeo da
fase amorfa O pico exoteacutermico existente como jaacute mencionado ocorreu a uma temperatura que
variou de 242 0C agrave 278 0C e refere-se agrave nucleaccedilatildeo de fase
182 184 186 188 190 192 194
-115
-110
-105
-100
-95
ln (
T2 c)
1Tc (10
-3 k
-1)
62
44 Tratamento teacutermico
Apoacutes a realizaccedilatildeo das medidas de DRX in situ e das medidas de DSC a fase amorfa
ainda se encontrava presente assim foi realizado um tratamento teacutermico com a finalidade de
promover a cristalizaccedilatildeo da fase amorfa presente
O tratamento teacutermico foi realizado a uma taxa constante de 10 0Cmim ateacute a temperatura
de 800 0C com a atmosfera protegida por gaacutes argocircnio Na Figura 44 apresenta-se o difratograma
da amostra realizado apoacutes o do tratamento teacutermico vemos no detalhe que a acentuada elevaccedilatildeo
na linha de base entre a faixa de 2θ que vai de aproximadamente 26deg agrave 36deg e que corresponde
a fase amorfa desapareceu completamente
Figura 44 Difratograma da amostra apoacutes tratamento teacutermico
Para a amostra tratada termicamente foram identificadas trecircs fases similar ao observado
nas medias in situ a 350 oC foram identificadas a fase cuacutebica Bi12NiO19 a fase tetragonal de
Bi2O3 (ICSD no 41764) e a fase romboeacutedrica de Bismuto (ICSD no 64703) Na Figura 45
apresentamos o padratildeo observado plotado juntamente com o CIF das 3 fases identificadas
10 20 30 40 50 60 70 80
Inte
nsid
ad
e (
ua
)
2 (graus)
Pos Tratamento Teacutermico
20 25 30 35 40 45 50 55 60
63
Figura 45 Difratograma da amostra apoacutes tratamento teacutermico em conjunto com os CIFs de Bi Bi2O3 e
Bi12NiO19
Pode-se verificar no padratildeo do difratograma da Figura 45 que pelo formato da linha de
base obtida ocorreu a cristalizaccedilatildeo da fase amorfa e as fases identificadas correspondem aos
picos presentes no DRX da amostra
O refinamento realizado pelo MR confirmou a identificaccedilatildeo das fases contidas na
amostra no sentido da exata correspondecircncia entre os picos obtidos nos padrotildees calculados e
observados As fraccedilotildees das fases da amostra que sofreu tratamento teacutermico em comparaccedilatildeo com
as fraccedilotildees obtidas no DRX in situ estatildeo apresentados na tabela 7
Tabela 7 Fraccedilotildees das fases apoacutes tratamento teacutermico e DRX in situ a 350 oC
Fraccedilatildeo das fases Tratamento Teacutermico DRX in situ a 350 oC
Bi12NiO19 90 137
Bi2O3 89 20
Bi 11 663
10 20 30 40 50 60 70 80
Inte
nsid
ade (
ua
)
2 (graus)
Observado
Bi
Bi2O
3
Bi12
NiO19
25 30 35 40 45 50 55
64
O aumento da temperatura propicia a nucleaccedilatildeo das fases de Bi2O3 e Bi12NiO19 em
detrimento da diminuiccedilatildeo da fase Bi3Ni
O refinamento pelo meacutetodo de Rietveld para amostra que sofreu tratamento teacutermico
apresentou uma boa concordacircncia para os perfis calculado e experimental Nesse refinamento
foi utilizado o CIF modificado de Bi12NiO19 Na Figura 46 temos o padratildeo experimental e o
calculado obtidos no refinamento pelo MR
Figura 46 Padratildeo observado e experimental refinado pelo MR para amostra tratada termicamente
Compara-se na Figura 47 os difratogramas obtidos para amostra tratada termicamente e
para o DRX in situ a temperatura de 350 oC eacute possiacutevel identificar a correspondecircncia entre os
picos entretanto eacute notaacutevel a diferenccedila na linha de base do difratograma referente ao DRX in
situ contra o DRX da amostra submetida a tratamento teacutermico Pode-se concluir que para
ocorrer a cristalizaccedilatildeo da fase amorfa eacute necessaacuterio que a temperatura do tratamento teacutermico seja
superior a 550 0C
10 20 30 40 50 60 70 80
Inte
nsid
ade (
ua
)
2 (graus)
Calculado
Experimental
Residual
Pos Tratamento Teacutermico
65
Outro fenocircmeno perceptiacutevel eacute o deslocamento em 2θ da posiccedilatildeo dos picos O
difratograma da amostra que foi ao forno do DRX tem a posiccedilatildeo dos seus picos deslocados para
direita em comparaccedilatildeo ao observado no CIF do Bi12NiO19 e no DRX da amostra que passou
por tratamento teacutermico Podemos associar esse deslocamento a contraccedilatildeo do volume da ceacutelula
unitaacuteria Considerando o valor padratildeo do volume do composto Bi12NiO19 constante na tabela
5 ocorreu uma reduccedilatildeo de volume de aproximadamente 155 para amostra tratada
termicamente e uma variaccedilatildeo positiva de 005 para amostra do DRX in situ Na Figura 47
plotamos juntos os difratogramas da amostra tratada termicamente da amostra que realizou a
medida in situ a 350 0C e o CIF do Bi12NiO19
Figura 47 Difratogramas das amostras apoacutes tratamento teacutermico e DRX in situ em conjunto com o
CIF do Bi12NiO19
O tratamento teacutermico realizado produziu o resultado esperado cristalizando a fase
amorfa As fases presentes na amostra apoacutes a realizaccedilatildeo do tratamento estatildeo em conformidade
agraves encontradas nas medidas de DRX in situ
20 30 40 50 60 70 80
Bi
Inte
nsid
ade (
u a)
2 (graus)
Bi
20 25 30 35 40 45
66
5 CONCLUSAtildeO
A sintetizaccedilatildeo do composto nanoestruturado de Bi3Ni foi realizado de modo eficiente
apoacutes 13 horas de moagem mecacircnica
As medidas de difraccedilatildeo de Raio X possibilitaram acompanhar a evoluccedilatildeo estrutural e a
nucleaccedilatildeo da fase de Bi3Ni O refinamento realizado pelo Meacutetodo de Rietveld proporcionou a
quantificaccedilatildeo dos paracircmetros cristalograacuteficos tais como paracircmetros de rede volume da ceacutelula
unitaacuteria fraccedilatildeo das fases presentes e tamanho de cristalito Os fatores de qualidade e
convergecircncia alcanccedilaram valores satisfatoacuterios correspondendo a exata simulaccedilatildeo do padratildeo
observado
A anaacutelise teacutermica realizada por meio das medidas de DRX in situ permitiu o estudo da
estabilidade teacutermica e o acompanhamento da evoluccedilatildeo estrutural da amostra em funccedilatildeo da
temperatura Foi possiacutevel identificar duas novas fases presentes o Bi2O3 e Bi12NiO19 nucleadas
agraves custas da fase de Bi3Ni Na temperatura de 350 oC a amostra eacute composta das fases Bi12NiO19
Bi2O3 e Bi
As medidas de DSC realizadas ateacute a temperatura de 550 oC e com quatro diferentes
taxas de aquecimento foram utilizadas para se calcular com o uso da equaccedilatildeo de Kissinger a
energia de ativaccedilatildeo (Ea) necessaacuteria para promover a nucleaccedilatildeo do composto Bi12NiO19 que eacute de
12465 kJmol
O tratamento teacutermico no forno ateacute 800 oC promoveu o relaxamento dos defeitos e
tensotildees causadas durante a moagem mecacircnica e a cristalizaccedilatildeo da fase amorfa natildeo sendo mais
possiacutevel identificar no DRX realizado o perfil referente a essa fase Identificou-se novamente a
fase Bi12NiO19 aleacutem da ocorrecircncia das fases de Bi2O3 e Bi jaacute identificadas nas medidas de
DRX in situ confirmando a consistecircncia dos resultados obtidos por dois ensaios diferentes
Pocircde-se verificar o mesmo fenocircmeno em todos os ensaios que envolveram o
aquecimento da amostra Ao aquecer-se o Bi3Ni ocorre um processo de oxidaccedilatildeo que resulta
na formaccedilatildeo da fase de Bi2O3 e a fase de Bi12NiO19 todas associadas ao consumo de Bi da fase
Bi3Ni
Para realizaccedilatildeo de estudos futuros com o intuito de se obter a fase uacutenica de Bi3Ni
pode-se alterar ligeiramente as massas dos produtos com a adiccedilatildeo de um pouco de niacutequel
67
Pode-se melhorar o controle das condiccedilotildees de realizaccedilatildeo dos tratamentos teacutermicos com o
intuito de se evitar a oxidaccedilatildeo A realizaccedilatildeo de medidas de DSC ateacute a temperatura de 800 0C
poderaacute revelar picos exoteacutermicos e propiciar condiccedilotildees para se calcular a energia necessaacuteria
para promover a cristalizaccedilatildeo da fase amorfa
68
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13
Relata-se na literatura que os principais meacutetodos para a obtenccedilatildeo do composto Bi3Ni
satildeo eletrodeposiccedilatildeo por meio quiacutemico ou solidificaccedilatildeo raacutepida Trabalhos cientiacuteficos
descreveram que a produccedilatildeo da amostra de Bi3Ni ocorreu por fusatildeo dos compostos Bi e Ni num
forno de resistecircncia a 1100 degC durante 3 dias [13]
O composto intermetaacutelico Bi3Ni apresenta supercondutividade a temperatura criacutetica de
41 K e embora essa caracteriacutestica seja conhecida desde 1951 escassos trabalhos tinham sido
publicados ateacute o iniacutecio do seacuteculo XXI As pesquisas no campo da supercondutividade tecircm
produzido a cada dia compostos com maiores temperaturas criticas (Tc) tal fato tem ajudado
os pesquisadores a desvendar os misteacuterios envolvendo a supercondutividade a Tc maiores que
40K [1415]
Novos trabalhos envolvendo as propriedades supercondutoras do Bi3Ni voltaram a ser
objeto de estudo especialmente apoacutes a constataccedilatildeo que alguns materiais quando submetidos a
pressatildeo tem sua temperatura criacutetica aumentada ligas contendo Fe na base de oxypnictides
(classe de material que inclui o oxigecircnio ao 15deg grupo da tabela perioacutedica grupo do nitrogecircnio)
apresentaram Tc de 43 K tal elevaccedilatildeo foi tambeacutem constatada com a substituiccedilatildeo de alguns
elementos na composiccedilatildeo das ligas obtendo-se Tc de 55K (SmFeAsO1-xFx) [16]
Recentemente um composto que contem CeNi08Bi2 passou a ser estudado como
componente na formaccedilatildeo de compostos do grupo de oxypnictides Estudos com espectroscopia
de tunelamento revelaram que o Bi3Ni eacute um supercondutor fortemente ligado [17]
A supercondutividade e o ferromagnetismo dois estados fundamentais da mateacuteria
condensada observam-se como sendo altamente competitivos em quase todos os materiais
Interaccedilotildees predominantemente ferromagneacuteticas destroem a supercondutividade por criarem
uma transiccedilatildeo de fase reentrante como observado nos compostos ErRh4B4 HoMo6S8 Soacute
muitos poucos compostos que foram identificados ateacute agora mostram uma coexistecircncia destes
estados fundamentais concorrentes Dentro desse escasso grupo encontra-se o Bi3Ni
nanoestruturado no qual comprovou-se a coexistecircncia de supercondutividade e
ferromagnetismo [1819]
As propriedades termodinacircmicas do composto Bi-Ni continuam sendo alvo de estudos
Recentemente diversos trabalhos sobre esse tema foram publicados [2021] Esses trabalhos
descrevem a construccedilatildeo de diagramas de fases do Bismuto com os elementos metaacutelicos Fe Cr
e Ni de onde constata-se que a mostra com Fe e Cr tecircm leve solubilidade no Bi Para
14
temperaturas menores que 920 degC a solubilidade de Fe e Cr em Bi(Liacutequido) eacute menor que 10-3 em
at Por sua vez o niacutequel dissolve-se prontamente em Bi(L) O niacutequel eacute o uacutenico componente de
accedilo inoxidaacutevel que faz compostos intermetaacutelicos com Bi [12]
Pesquisas apontam para outras propriedades e aplicaccedilotildees de ligas ternaacuterias contendo os
elementos Bi e Ni A liga BiInNi contendo diversas proporccedilotildees estequiomeacutetricas foi estudada
sob a oacutetica de um possiacutevel potencial desse material como semicondutor [21]
Outra aplicaccedilatildeo recente utilizando o composto de bismuto e niacutequel vem despertando o
interesse tecnoloacutegico Sabe-se que esforccedilos crescentes tecircm sido realizados na busca por soldas
livres de chumbo adequadas devido agrave influecircncia prejudicial do chumbo ao ambiente e a sauacutede
humana As ligas agrave base de Sn com diferentes aditivos como Ag Bi Cu In Sb e Zn satildeo
potenciais candidatos como soldas livres de chumbo As ligas Sn-Bi com baixo ponto de fusatildeo
satildeo desenvolvidas para soldar os componentes sensiacuteveis agrave elevadas temperaturas [22]
Na Figura 5 apresenta-se o diagrama de fases do sistema Bi-Ni [23] Verifica-se que a
temperatura de fusatildeo do composto Bi3Ni em funccedilatildeo da maior quantidade de bismuto eacute menor
que a do composto BiNi
Figura 5 Diagrama de Fases Bi-Ni [23]
15
22 Estruturas Cristalinas
A estrutura dos materiais soacutelidos eacute resultado da natureza de suas ligaccedilotildees quiacutemicas a
qual define a distribuiccedilatildeo espacial de seus aacutetomos iacuteons ou moleacuteculas Parte dos materiais
comumente aplicados na engenharia exibe um arranjo geomeacutetrico de seus aacutetomos bem definido
constituindo assim uma estrutura cristalina Os materiais cristalinos independentemente do tipo
de ligaccedilatildeo que possuem satildeo aqueles que apresentam estrutura atocircmica tridimensional perioacutedica
de longo alcance
A partir da definiccedilatildeo de estrutura cristalina como sendo um conjunto de posiccedilotildees
atocircmicas iocircnicas ou moleculares repetitivas pode-se descrever o cristal partindo-se de uma
estrutura baacutesica que se repete ao longo de toda estrutura Essa estrutura denominada ceacutelula
unitaacuteria pode ser definida como a menor porccedilatildeo do cristal que ainda conserva as propriedades
originais dele Para definir a ceacutelula unitaacuteria adota-se valores especiacuteficos que satildeo associados agraves
unidades de medidas dos eixos de referecircncia e aos acircngulos entre esses eixos definidos como
paracircmetros de rede
Define-se entatildeo os sistemas cristalinos que incluem todas as possiacuteveis geometrias de
divisatildeo do espaccedilo por superfiacutecies planas continuas Soacute existem 7 tipos de sistemas cristalinos
que preenchem totalmente o espaccedilo Entretanto os sistemas cristalinos satildeo apenas entidades
geomeacutetricas Quando ldquocoloca-serdquo aacutetomos dentro desses sistemas formam-se redes
cristalinas[24]
Em 1848 o francecircs August Bravais demonstrou ser possiacutevel geometricamente a
construccedilatildeo de 14 tipos de ceacutelulas unitaacuterias isto eacute todas as redes cristalinas possiacuteveis podem
ser geradas por 14 tipos de ceacutelulas Essas redes satildeo chamadas redes de Bravais
Na Figura 6 pode-se identificar os 7 tipos de sistemas cristalinos (cuacutebico tetragonal
ortorrocircmbico romboeacutedrico monocliacutenico hexagonal e tricliacutenico) e as configuraccedilotildees possiacuteveis
para esses sistemas formando as 14 redes de Bravais [24]
16
Figura 6 As 14 redes de Bravais [24]
Os cristais podem ser classificados segundo os grupos pontuais de operaccedilotildees de simetria
que une suas faces Os grupos pontuais ou classes cristalinas representam a simetria ou
combinaccedilotildees de simetria que levam a um padratildeo de repeticcedilatildeo distinto Toda e qualquer
moleacutecula pode ser classificada em um dos 32 grupos pontuais possiacuteveis
Os 32 grupos pontuais possiacuteveis satildeo formados pelos 10 elementos baacutesicos de simetria e
mais 22 combinaccedilotildees entre estes Apenas 22 combinaccedilotildees satildeo possiacuteveis pois muitas levam a
repeticcedilotildees de simetria e outras satildeo incompatiacuteveis com a simetria cristalina ou seja os elementos
de simetria natildeo podem ser combinados arbitrariamente [24]
17
Uma vez que as operaccedilotildees de simetria de cada um dos 32 grupos pontuais
cristalograacuteficos satildeo aplicadas as 14 redes de Bravais tem-se 230 grupos espaciais que
descrevem de maneira uniacutevoca todo o arranjo de objetos idecircnticos dispostos num reticulo
perioacutedico infinito
23 Siacutentese Mecacircnica
Do ponto de vista termodinacircmico um cristal perfeito (um soacutelido livre de defeitos
estruturais fora do equiliacutebrio) eacute o soacutelido que apresenta a menor energia livre de Gibbs e suas
propriedades fiacutesicas satildeo bem determinadas Poreacutem na natureza eacute difiacutecil encontrar cristais livres
de defeitos Esses somente satildeo sintetizados em laboratoacuterios sob condiccedilotildees extremamente
controladas Eacute conhecido que as propriedades fiacutesicas de cristais possuindo defeitos apresentam
desvios em relaccedilatildeo agraves medidas para os cristais perfeitos Esses desvios satildeo tatildeo maiores quanto
maior for a concentraccedilatildeo de defeitos Uma variaccedilatildeo tambeacutem eacute verificada na energia livre de
Gibbs pois sabe-se que centros de defeitos armazenam energia em soacutelidos [2]
A siacutentese mecacircnica (SM) eacute uma teacutecnica de moagem de um mono poacute ou de uma mistura
de dois ou mais poacutes de um composto Eacute comum encontrar na literatura outro termo utilizado
para designar o tratamento de partiacuteculas em poacute no moinho de alta energia Normalmente
associa-se o termo siacutentese mecacircnica ou Mechanical Alloying (MA) ao processo no qual a
mistura de poacutes eacute moiacuteda em conjunto onde a transferecircncia de material que estaacute envolvida tem o
objetivo de se obter uma liga homogecircnea Por outro lado a moagem de poacutes tais como metais
puros onde a transferecircncia de material natildeo eacute necessaacuteria para a homogeneizaccedilatildeo denomina-se
simplesmente moagem mecacircnica ou Mechanical Milling (MM) [9]
De maneira praacutetica pode-se descrever o processo de siacutentese mecacircnica como a
colocaccedilatildeo da amostra no recipiente especiacutefico (normalmente chamado de jarro de moagem)
juntamente com esferas (preferencialmente do mesmo material que o recipiente) a realizaccedilatildeo
da selagem do recipiente para alguns materiais com o intuito de evitar a oxidaccedilatildeo ou ateacute
mesmo contaminaccedilatildeo realiza-se esse procedimento em um ambiente fechado (glove box) com
um gaacutes inerte e finalizando o processo tem-se a fixaccedilatildeo do recipiente no moinho e o iniacutecio do
processo de moagem [9]
18
Pode-se dividir fisicamente o processo de siacutentese mecacircnica de materiais em 4 estaacutegios
bem distintos [25]
I - Estaacutegio inicial as partiacuteculas satildeo deformadas plasticamente assumindo uma forma achatada
A ductilidade do material e energia fornecida no processo de moagem refletem diretamente na
intensidade dessa alteraccedilatildeo O acreacutescimo da aacuterea de superfiacutecie aumenta progressivamente a
probabilidade de soldagem a frio dessas partiacuteculas gerando um aumento do tamanho meacutedio da
partiacutecula
II ndash Segundo Estaacutegio as partiacuteculas satildeo soldadas a frio e requebradas favorecendo a formaccedilatildeo
de um poacute muito fino Eacute neste estaacutegio que ocorre tambeacutem a formaccedilatildeo de partiacuteculas compostas
denominadas de agregados Com o acuacutemulo de deformaccedilatildeo plaacutestica haacute um aumento do
encruamento e da resistecircncia mecacircnica das partiacuteculas Essa situaccedilatildeo aumenta a probabilidade
de fratura das partiacuteculas ou agregados
III ndash Terceiro Estaacutegio nesta fase um certo ldquoequiliacutebriordquo entre os processos de fratura e de
soldagem a frio eacute alcanccedilado Observa-se tambeacutem que as partiacuteculas alcanccedilam um tamanho fixo
Entretanto a energia livre de Gibbs continua a aumentar ateacute alcanccedilar uma saturaccedilatildeo
IV ndash Quarto Estagio eacute caracterizado pelo refinamento da microestrutura desses agregados
Na Figura 7 estatildeo ilustrados os quatro estaacutegios do processo de Siacutentese Mecacircnica
Figura 7 Representaccedilatildeo das fases presentes no processo de SM [25]
19
Eacute bem conhecido que a natureza procura estados fiacutesicos com a menor variaccedilatildeo da
energia livre de Gibbs Assim as substacircncias sob moagem mecacircnica podem ser transformadas
em novas substacircncias ou mudarem de fases cristalograacuteficas visando alcanccedilar esses estados de
menor energia Sabe-se que tais mudanccedilas envolvem determinados mecanismos fiacutesicos como
por exemplo difusatildeo atocircmica atraveacutes de contornos de gratildeos Os mecanismos fiacutesicos envolvidos
no processo SM ainda natildeo satildeo completamente entendidos [9]
Do ponto de vista estrutural cada poacute constituindo a mistura pode ser visto como sendo
formado por duas componentes uma cristalina que eacute sua estrutura cristalograacutefica original e
outra formada pelos centros de defeitos que eacute chamada de componente interfacial Em geral
nos materiais nanoestruturados a componente interfacial ou contornos de gratildeo podem
corresponder a ateacute 50 do volume do material [10]
A Figura 8 ilustra esquematicamente os cristalitos formado por ciacuterculos pretos e o
contorno de gratildeo por ciacuterculos brancos
Figura 8 Modelo de um material nanomeacutetrico Os ciacuterculos pretos e brancos representam
respectivamente a componente cristalina e a interfacial [10]
Embora a sistemaacutetica de preparaccedilatildeo e execuccedilatildeo da SM pareccedila ser simples o processo
possui diversas variaacuteveis que satildeo determinantes na qualidade e nas caracteriacutesticas do produto
final
A dimensatildeo das esferas utilizadas no processo interfere na eficiecircncia de moagem
Esferas grandes otimizam o processo desde que associadas a uma velocidade que permita a
20
transferecircncia da energia de impacto as partiacuteculas do poacute Aleacutem da dimensatildeo a massa das esferas
tambeacutem influencia no resultado final
A BPR (ball-to-powder weight ratio) ou razatildeo entre a massa das esferas e a massa do
poacute possui um efeito significante no tempo necessaacuterio para alcanccedilar uma fase particular na
amostra que estaacute sendo moiacuteda A BPR eacute inversamente proporcional ao tempo exigido na
moagem os valores de BPR podem variar de 11 ateacute valores de 220 1 Contudo BPR muito
grande pode gerar reaccedilotildees indesejaacuteveis como aumento na geraccedilatildeo de calor o que afetaria a
constituiccedilatildeo do poacute [2627]
A velocidade de rotaccedilatildeo do moinho estaacute diretamente associada agrave energia aplicada
atraveacutes de colisotildees das esferas com a amostra assim como na temperatura de processo da SM
Cada moinho possui uma velocidade criacutetica que define a otimizaccedilatildeo do desempenho do
processo Dessa forma deve-se analisar o quanto pode ser vantajoso ou prejudicial uma
temperatura elevada durante o processo da SM
Em alguns casos onde a difusatildeo eacute exigida para promover a homogeneizaccedilatildeo eou fusatildeo
do poacute pode ser vantajosa a elevaccedilatildeo da temperatura Poreacutem em outros casos o aumento da
temperatura pode acelerar o processo de transformaccedilatildeo e resultar na decomposiccedilatildeo de soluccedilotildees
soacutelidas supersaturadas ou outras fases metaestaacuteveis formadas durante a moagem tornando-se
uma desvantagem [26 27]
O paracircmetro mais importante para otimizaccedilatildeo do processo de siacutentese mecacircnica eacute a
determinaccedilatildeo do tempo de execuccedilatildeo Normalmente o tempo de moagem eacute escolhido com o
propoacutesito de conseguir um estado intermediaacuterio entre os estados de fratura e a fusatildeo a frio das
partiacuteculas do poacute A determinaccedilatildeo do tempo seraacute feita com base em vaacuterios paracircmetros como os
anteriormente mencionados Por isso eacute importante considerar que o niacutevel de contaminaccedilatildeo
pode aumentar e algumas fases indesejaacuteveis podem ser formadas quando o poacute eacute moiacutedo por
tempos maiores que o necessaacuterio [27]
A descriccedilatildeo das variaacuteveis adotadas durante o processo de SM eacute fundamental para
garantir a reprodutibilidade bem como para o estudo das influencias que cada paracircmetro pode
exercer sobre as caracteriacutesticas da amostra apoacutes o termino do processo [282930]
Assim apresenta-se na tabela 1 os principais paracircmetros relacionados a
reprodutibilidade do processo de siacutentese mecacircnica
21
Tabela 1 Principais variaacuteveis envolvidas no processo de siacutentese mecacircnica
24 Difraccedilatildeo de Raios X
A difraccedilatildeo de Raios X (DRX) eacute uma teacutecnica poderosa utilizada principalmente quando
se deseja realizar a caracterizaccedilatildeo estrutural de materiais Entretanto sua aplicaccedilatildeo eacute bem mais
ampla e versaacutetil sendo utilizada tambeacutem em aacutereas como a fiacutesica quiacutemica geologia
biotecnologia
Os raios X possuem energia suficiente para penetrarem nos soacutelidos e dessa forma se
mostram apropriados para investigarem estruturas internas Pode-se gerar raios X em
laboratoacuterio tanto pela desaceleraccedilatildeo dos eleacutetrons num alvo metaacutelico quanto pela excitaccedilatildeo dos
eleacutetrons dos aacutetomos alvo O primeiro processo fornece um espectro continuo e largo o segundo
fornece linhas acentuadas no espectro O meacutetodo normalmente utilizado nos equipamentos de
laboratoacuterio consiste em gerar os raios X fazendo com que um eleacutetron de alta energia gerado no
caacutetodo do tubo catoacutedico colida com um alvo metaacutelico acircnodo [31]
O feixe de raios X possui comprimento de onda (λ) caracteriacutestico que varia de acordo
com o material do acircnodo Para aplicaccedilotildees em cristalografia os comprimentos de onda mais
utilizados variam de 05 a 25 Ǻ Tal fato se justifica em virtude da proximidade desses valores
as menores distancias interatocircmicas observadas em materiais orgacircnicos e inorgacircnicos
PARAcircMETROS ENVOLVIDOS NO PROCESSO
1 Tipo de moinho usado
2 Tipo e material dos recipientes de moagem
3 Velocidade de moagem
4 Tempo de moagem
5 A BPR
6 Atmosfera de moagem
7 Agentes de controle de processo
8 Temperatura de moagem
22
O processo fiacutesico de espalhamento de difraccedilatildeo de raios X eacute o espalhamento elaacutestico dos
foacutetons pelos aacutetomos do material analisado que estatildeo dispostos na rede cristalina O
espalhamento ocorre quando o feixe de raios X atinge as nuvens eletrocircnicas que formam os
planos de um soacutelido cristalino em um determinado acircngulo onde uma porccedilatildeo da radiaccedilatildeo eacute
espalhada pela camada de aacutetomos superficiais e a outra parte do feixe natildeo espalhada penetra
na segunda camada de aacutetomos onde outra fraccedilatildeo eacute espalhada e o restante passa para terceira
camada e assim sucessivamente [3132] Pode-se observar uma representaccedilatildeo desse fenocircmeno
na Figura 9
Figura 9 Representaccedilatildeo geomeacutetrica da Lei de Bragg [28]
A teoria baacutesica que define o estudo de materiais cristalinos por difraccedilatildeo de raios X
baseia-se no princiacutepio de que as distribuiccedilotildees espaciais dos eleacutetrons no material definem
diferentes planos atocircmicos portanto esses planos atocircmicos espalham os raios X ndash vistos como
ondas ndash causando interferecircncia construtiva e destrutiva que se manifestam no padratildeo de raios
X como maacuteximos e miacutenimos respectivamente [33]
A ocorrecircncia de maacuteximos e miacutenimos pode ser explicada utilizando-se a Lei de Bragg
Utilizando o auxiacutelio geomeacutetrico da Figura 9 pode-se verificar que o caminho oacutetico percorrido
pelos raios X incidentes no primeiro plano do material eacute diferente do caminho percorrido pelos
feixes refratados no segundo plano A diferenccedila de caminho (δ) pode ser descrita como
δ = 2dhkl119904119890119899120579 (1)
Essa diferenccedila de percurso gera uma diferenccedila de fase (∆120593) entre as ondas refletidas que pode
ser expressa por
23
∆120593 = 2120587 δλfrasl (2)
onde λ eacute o comprimento de onda do feixe de raios X incidente Para um cristal perfeito e infinito
haveraacute interferecircncia construtiva somente quando δ = nλ onde n eacute um nuacutemero inteiro
Dessa forma a condiccedilatildeo para ocorrecircncia de interferecircncia construtiva pode ser expressa como
2119889ℎ119896119897119904119890119899120579 = 119899 λ (3)
Essa relaccedilatildeo eacute conhecia como a Lei de Bragg
Desse modo se o cristal for rotacionado cada conjunto de planos iraacute difratar a radiaccedilatildeo
quando o valor de 2dsenθ satisfizer a equaccedilatildeo Assim os dados de difraccedilatildeo satildeo coletados para
o cristal como um todo O arranjo de feixes difratados considerados em conjunto eacute
denominado padratildeo de difraccedilatildeo de cristal Se o material analisado estiver na forma de um poacute
de pequenos cristalitos aleatoriamente arranjados cada cristalito iraacute produzir seu proacuteprio padratildeo
de difraccedilatildeo [34]
Um ponto importante a ser considerado eacute que a intensidade determinada
experimentalmente definida como a intensidade total de cada difraccedilatildeo e que corresponde as
aacutereas delimitadas pelas respectivas curvas eacute maior que a prevista pela Lei de Bragg Tal
diferenccedila entre o padratildeo real e o previsto por Bragg reside no fato de o cristal natildeo ser perfeito
e nem infinito aleacutem dos feixes de raios X natildeo serem totalmente monocromaacuteticos e a radiaccedilatildeo
incidente natildeo corresponder a feixes perfeitamente paralelos Por tudo isso ao se observar um
padratildeo de raios X verifica-se que os picos possuem a forma de uma funccedilatildeo Gaussiana e natildeo a
de uma funccedilatildeo delta como previsto pela lei de Bragg Assim para valores ligeiramente
diferentes dos acircngulos de Bragg ocorreraacute tambeacutem difraccedilatildeo [35]
Se o material analisado for um liacutequido ou um soacutelido natildeo cristalino (amorfo) o padratildeo
obtido se caracteriza por uma quase completa ausecircncia de periodicidade uma certa ordem
apenas a pequenas distacircncias (de curto alcance) e uma preferecircncia estatiacutestica para uma distacircncia
interatocircmica particular Como consequecircncia os padrotildees tendem a possuir apenas um ou dois
picos alargados
Na Figura 10 ilustra-se as diferenccedilas tiacutepicas observadas nos padrotildees de difraccedilatildeo para
amostras de um cristal perfeito (A) um cristal real (B) e um liquido ou material amorfo (C)
24
Figura 10 Padratildeo de difraccedilatildeo para Cristal perfeito cristal real e liquido ou amorfo respectivamente
O estudo da direccedilatildeo e da intensidade do feixe difratado eacute importante pois permite obter
conclusotildees sobre o fator de estrutura de materiais cristalinos e de materiais amorfos As
intensidades relativas da difraccedilatildeo de estruturas cristalinas dependem do conteuacutedo da ceacutelula
unitaacuteria quanto ao nuacutemeros de eleacutetrons nos aacutetomos posiccedilotildees atocircmicas e da distribuiccedilatildeo
eletrocircnica nos aacutetomos Tem-se entatildeo o fator de estrutura que estaacute diretamente relacionado com
a intensidade das ondas espalhadas no fenocircmeno de difraccedilatildeo em materiais
241 Difratocircmetro
O difratocircmetro eacute constituiacutedo basicamente por um tubo de raios X um porta amostra
onde se incide a radiaccedilatildeo e um detector moacutevel Nos equipamentos modernos a geometria de
Bragg-Brentano se manteacutem com a diferenccedila de que a amostra permanece na posiccedilatildeo horizontal
podendo se movimentar apenas quando se utiliza um sistema de rotaccedilatildeo horizontal sobre o eixo
da amostra Nessa geometria um feixe de radiaccedilatildeo monocromaacutetica incide na amostra em forma
de poacute rotacionada de um acircngulo θ enquanto os dados satildeo coletados por um detector que se
move de 2θ [3637]
Uma representaccedilatildeo esquemaacutetica do funcionamento de um difratocircmetro pode ser vista
na Figura 11 Neste esquema verifica-se que o feixe de Raios X gerado pela fonte (A) sai do
tubo passando pela janela de beriacutelio em forma de uma linha O mesmo passa pela fenda soller
de placas paralelas passando em seguida pela fenda divergente e pela maacutescara que controlam
25
a aacuterea dos Raios X que incidem sobre a amostra (B) O feixe difratado passa pelas fendas anti-
espalhamento de recebimento e soller incidindo no detector (C) apoacutes passar por um
monocromador [353637]
Figura 11 Representaccedilatildeo esquemaacutetica de um Difratocircmetro [35]
As fendas soller tecircm como funccedilatildeo diminuir a divergecircncia axial de um feixe de raios X
A fenda divergente eacute utilizada para limitar a divergecircncia lateral do feixe de raios X de modo
que a superfiacutecie da amostra receba o maacuteximo possiacutevel da radiaccedilatildeo e ao mesmo tempo a
irradiaccedilatildeo do porta amostra seja evitada A maacutescara tem a funccedilatildeo de limitar a aacuterea linear
iluminada sobre a amostra [3839]
O feixe difratado eacute normalmente expresso atraveacutes de picos que se destacam do
background (ou linha de base) registrados num difratograma de intensidade versus o acircngulo
2θ As intensidades obtidas em acircngulos 2θ representadas atraveacutes dos picos nos difratogramas
correspondem agrave difraccedilatildeo do feixe incidente por um determinado conjunto de planos do cristal
que possuem mesma distacircncia interplanar cada qual com iacutendices de Miller hkl (reflexotildees hkl)
A intensidade a posiccedilatildeo angular (2θ) ou distacircncia interplanar (d) e o perfil satildeo as informaccedilotildees
obtidas de cada pico Cada composto cristalino apresenta um padratildeo difratomeacutetrico
caracteriacutestico permitindo sua identificaccedilatildeo atraveacutes das posiccedilotildees angulares e intensidades
relativas dos picos difratados [3639]
Na tabela 2 apresentam-se alguns fatores instrumentais e seus efeitos sobre as posiccedilotildees
forma e larguras dos picos de difraccedilatildeo [414243]
26
Tabela 2 Relaccedilatildeo entre os fatores instrumentais e os efeitos sobre os picos de DRX
25 Meacutetodo de Rietveld
O fiacutesico holandecircs Hugo M Rietveld desenvolveu em 1969 um meacutetodo para refinar
estruturas cristalinas a partir de modelos teoacutericos e de padrotildees de raios X (DRX) ou de necircutrons
[44 45]
O modelo matemaacutetico utilizado no Meacutetodo de Rietveld (MR) refina os perfis teoacutericos
dos picos de difraccedilatildeo de forma que estes perfis se aproximem dos perfis medidos O refinamento
possibilita determinar as propriedades cristalograacuteficas do material analisado como por
exemplo orientaccedilotildees preferenciais (textura) em alguns casos o tamanho meacutedio e a
microdeformaccedilatildeo de cristalitos e as dimensotildees da cela unitaacuteria [44]
Para executar o refinamento de estruturas o MR faz comparaccedilotildees do perfil real de uma
amostra (o observado ou experimental) com espectros teoacutericos calculados a partir de misturas
hipoteacuteticas de fases (o calculado) Compara-se pontualmente os valores obtidos atraveacutes da
diferenccedila entre as intensidades
Os valores satildeo ajustados utilizando-se o meacutetodo dos miacutenimos quadrados ateacute se
conseguir a melhor concordacircncia possiacutevel do padratildeo experimental com o calculado [46]
A diferenccedila entre as intensidades isto eacute a quantidade minimizada no refinamento eacute dada
pela seguinte expressatildeo
Sy = sum 120596119894(119910119894 minus 119910119888119894)2
119894 (4)
FATOR INSTRUMENTAL EFEITO SOBRE O PICO
Alinhamento e colimaccedilatildeo do feixe Afeta na largura e simetria dos picos
Excentricidade da amostra Influecircncia a largura e posiccedilatildeo dos picos
Planaridade da superfiacutecie da
amostra Produz assimetria dos picos em baixos acircngulos
Absorccedilatildeotransparecircncia da amostra Causa deslocamento dos picos alargamento e assimetria
principalmente em amostras com coeficientes de absorccedilatildeo
Tamanho das partiacuteculas e micro
deformaccedilatildeo da rede Causa variaccedilatildeo na largura e forma dos picos
27
Onde 120596119894 representa a intensidade observada no i-eacutesimo ponto (sendo expresso por 120596119894 =
1 119910119894frasl ) e 119910119894 representa a intensidade observada e 119910119888119894 a intensidade calculada [46]
As medidas precisas de intensidades dadas em intervalos de 2θ o incremento de 2θ
constante um modelo inicial proacuteximo a estrutura real da amostra satildeo alguns requisitos que
devem ser analisados antes de se iniciar o refinamento
Deve-se ficar claro que o MR natildeo se trata de um software os programas satildeo utilizados
para realizar os caacutelculos matemaacuteticos requeridos pelo meacutetodo Existem diversos programas
computacionais que usam o MR dentre eles o pacote de programas GSAS (General Structure
Analysis System) [47] e o EXPGUI [48]
Para se descrever o formato dos picos de DRX de materiais nanoestruturados
recomenda-se utilizar a funccedilatildeo perfil pseudo-Voigt de Thompson-Cox-Hasting modificada
(funccedilatildeo de perfil CW 4 no pacote GSAS [47]) que considera o modelo anisotroacutepico de Stephens
e efeitos de textura [4950]
Nesta funccedilatildeo de perfil a largura a meia altura (FWHM) das partes gaussiana (ΓG) e
Lorentziana (ΓL) eacute expressa da seguinte forma
Γ119866 = [(119880 + (1 minus 120578)2119889ℎ1198961198974 Γ119878
2(ℎ119896119897))1199051198861198992120579 + 119881119905119886119899120579 + 119882 +119875
1198881199001199042120579]
12
(5)
e
Γ119871 = 120578119889ℎ1198961198972 Γ119878(ℎ119896119897) 119905119886119899120579 +
119883+119883119890119888119900119904120601
119888119900119904120579 (6)
Onde dhkl eacute a distacircncia entre os planos da rede e θ eacute o acircngulo de Bragg Na parte gaussiana os
paracircmetros V e W dependem dos instrumentos Os paracircmetros P e o termo X + Xecosφ
descrevem respectivamente as contribuiccedilotildees Gaussianas e Lorentzianas para o tamanho de
cristalito Os paracircmetros P e X correspondem ao tamanho de cristalito isotroacutepico enquanto Xe
expressa efeitos de tamanho de cristalito anisotroacutepicos φ eacute o acircngulo entre o vector de reflexatildeo
e o seu respectivo eixo de ampliaccedilatildeo
O paracircmetro de tensatildeo isotroacutepica U e o paracircmetro de tensatildeo anisotroacutepica ΓS (hkl)
expressam o alargamento de pico causado por deformaccedilotildees na rede cristalina ΓS (hkl) eacute uma
28
funccedilatildeo do alargamento (hkl) e depende da simetria de cristal [4950] O paracircmetro η eacute um
coeficiente de mistura que determina as contribuiccedilotildees do alargamento gaussiano (η = 0) e
Lorentziano (η = 1)
O tamanho de cristalito aparente pode ser determinado pela formula de Scherrer
Considerando o refinamento de todos esses paracircmetros para ajustar as larguras de linha e
assumindo que a contribuiccedilatildeo da distribuiccedilatildeo de tamanho de cristalitos eacute anisotroacutepica isto eacute
fazendo P = 0 na equaccedilatildeo 5 pode-se calcular o tamanho de cristalito (lang119889rang) pela seguinte foacutermula
[52]
lang119889rang =(18000119870120582)
119871119909120587 (7)
Considerando tambeacutem que as microtensotildees satildeo isotroacutepicas e fazendo ΓS (hkl) =0 na
equaccedilatildeo 6 pode-se calcular seu percentual pela foacutermula contida no Manual do GSAS [52]
assim a microdeformaccedilatildeo (ε) pode ser expressa por
120576 =120587
18000radic(81198971198992)(119866119880 minus 119866119880119900)100 (8)
Onde GUo eacute o valor previamente obtido do material padratildeo utilizado na calibraccedilatildeo do
equipamento Os valores obtidos para a amostra padratildeo satildeo considerados como iniciais para
paracircmetros ajustaacuteveis e mantidos fixos para os demais durante o ajuste de difratogramas de
amostras em estudo [53]
Durante o refinamento pelo meacutetodo de Rietveld um conjunto de paracircmetros varaacuteveis eacute
calculado e refinado em relaccedilatildeo aos dados digitalizados do difratograma abaixo apresenta-se
um breve detalhamento desses paracircmetros [414243]
29
1- Fator de escala corresponde agrave correccedilatildeo de proporcionalidade entre o padratildeo
difratomeacutetrico calculado e o observado
2- Linha de base (background) eacute corrigida a partir de dados coletados no proacuteprio
difratograma e da interpolaccedilatildeo entre estes pontos Eacute importante conhecer o
comportamento da linha de base jaacute que esta fornece informaccedilotildees a respeito da presenccedila
de fases amorfas na amostra e pode ser incluiacuteda em uma rotina de quantificaccedilatildeo das
fases envolvidas
3- Perfil de pico conjunto de funccedilotildees analiacuteticas em que se modelam efeitos relacionados
ao perfil Algumas equaccedilotildees analiacuteticas satildeo propostas para corrigir estes efeitos como
as equaccedilotildees Gaussiana Lorentziana e de assimetria
4- Paracircmetros da ceacutelula Podem ser corrigidos pela Lei de Bragg (nλ=2dsenθ) onde o
espaccedilamento d estaacute relacionado aos iacutendices de Miller e portanto aos paracircmetros de
ceacutelula (a b c α β γ) A indexaccedilatildeo dos picos eacute feita levando-se em conta os paracircmetros
da ceacutelula e a intensidade calculada o que mostra certa vantagem em relaccedilatildeo a teacutecnicas
convencionais pois todos os paracircmetros que influenciam na discrepacircncia dos valores
de d satildeo refinados conjuntamente com os das intensidades
5- Fator de estrutura os paracircmetros variaacuteveis deste fator satildeo posiccedilotildees atocircmicas fatores
de temperatura isotroacutepicos ou anisotroacutepicos e o nuacutemero de ocupaccedilatildeo
6- Deslocamento paracircmetros de correccedilatildeo dos deslocamentos devido agrave fuga do ponto focal
da oacuteptica do difratocircmetro
7- Orientaccedilatildeo preferencial correccedilatildeo de problemas gerados na preparaccedilatildeo de amostra
Trabalhos da literatura mostram que a reduccedilatildeo computacional da orientaccedilatildeo preferencial
tem eficiecircncia limitada daiacute a preocupaccedilatildeo em controlar este efeito durante a preparaccedilatildeo
da amostra
30
251 Iacutendices de avaliaccedilatildeo da qualidade do refinamento
A qualidade do refinamento deve ser verificada atraveacutes de indicadores estatiacutesticos
numeacutericos que satildeo utilizados durante o processo iterativo (caacutelculos) e apoacutes o teacutermino deste
para aferir se o refinamento estaacute se procedendo de modo satisfatoacuterio [46]
Os refinamentos realizados no software GSAS [47] devem ser acompanhados no que
diz respeito a convergecircncia ao miacutenimo global por iacutendices de confiabilidade para julgar a
qualidade dos mesmos dentre eles o Rwp (R ponderado) e o 1205362 chamado de ldquogoodnees of fit
os quais estatildeo relacionados com o perfil do difratograma [46]
O Rwp eacute expresso por
119877119908119901 = ( radicsum 120596119894(119910119894minus 119910119888119894)2
119894
sum 120596119894(119910119894)2119894
) 119909 100 (9)
O denominador do Rwp eacute a funccedilatildeo de minimizaccedilatildeo (equaccedilatildeo 4) Esse eacute o iacutendice que deve
ser analisado para verificar se o refinamento estaacute convergindo Se o valor de Rwp estaacute
diminuindo entatildeo o refinamento estaacute sendo bem-sucedido Bons refinamentos fornecem
valores de Rwp da ordem de 2 a 10 tipicamente se encontram entre 10 e 20 [46]
O Rexp eacute o valor estatisticamente esperado sendo expresso conforme [54]
119877119890119909119901 = [(119873minus119875)
sum 119908119894(119910119894(119900119887119904))sup2]
12frasl
(10)
Por sua vez o 1205362 eacute definido como
1205942 = 119877119908119901
119877119890119909119901 (11)
Trata-se de um iacutendice frequentemente utilizado estando relacionado agrave qualidade do
ajuste entre o difratograma calculado e o observado Espera-se que seu valor seja equivalente a
10 em um refinamento perfeito sendo que na praacutetica valores em torno de 50 caracterizam
refinamentos otimizados [43] O Rexp utilizado para se determinar o valor de 1205362 eacute o valor
estatisticamente esperado para o Rwp
31
252 GSAS-EXPGUI
O diagrama de blocos da Figura 12 descreve os procedimentos a serem seguidos para se
iniciar um refinamento no software EXPGUI [48]
Figura 12 Diagrama de blocos com ordem dos procedimentos para iniacutecio do refinamento no EXPGUI
Iniciar o programa
Adicionar as fases
Inserir o Difratograma Experimental
Inserir o arquivo PRM
Escolha da funccedilatildeo de background
powpref
genles
Abertura do programa com criaccedilatildeo de um novo arquivo referente ao
refinamento que seraacute iniciado
A adiccedilatildeo das fases presentes na amostra normalmente utiliza-se arquivos
com as informaccedilotildees cristalograacuteficas com a extensatildeo cif
Insere-se o arquivo contendo o difratograma experimental (com a extensatildeo
gsas)
Inserir o PRM O arquivo PRM conteacutem informaccedilotildees instrumentais do
difratocircmetro utilizado como por exemplo o nome do difratocircmetro o
comprimento de onda da radiaccedilatildeo utilizada a polarizaccedilatildeo e os paracircmetros de
perfil relacionados ao alargamento instrumental
O passo seguinte eacute a escolha da funccedilatildeo de background e o nuacutemero de termos
que se iraacute utilizar O programa dispotildee de 8 tipos de funccedilotildees background Na
sequecircncia deve-se escolher a funccedilatildeo de perfil que iraacute modelar os picos de
difraccedilatildeo O GSAS possui cinco funccedilotildees Nesse trabalho utilizou-se a funccedilatildeo
nuacutemero 4
Preparar e carregar os dados
Prepara para rodar os ciclos de refinamento
32
Concluiacutedo os processos descritos na Figura 12 inicia-se o refinamento dos paracircmetros
vale ressaltar que a utilizaccedilatildeo da funccedilatildeo perfil pseudo-Voigt de Thompson-Cox-Hasting
modificada embora seja mais interessante para refinamentos de estruturas ela pode apresentar
alguma complicaccedilatildeo devido agrave grande quantidade de paracircmetros altamente correlacionados (GU
GV GW GP LX) que tornam a convergecircncia um desafio agrave paciecircncia
Entretanto a sua aplicaccedilatildeo pode ser significativamente simplificada se um refinamento
preacutevio de uma amostra padratildeo for realizado e os paracircmetros instrumentais obtidos forem
usados como paracircmetros iniciais para o refinamento do material desejado [46]
Na Figura 13 apresenta-se um print da interface do EXPGUI Durante os procedimentos
de refinamento
Figura 13 Interface do EXPGUI para refinamento dos paracircmetros
Para refinamento dos paracircmetros o conhecimento da correlaccedilatildeo de cada fator torna mais
faacutecil o sucesso e a qualidade final do refinamento Escolhendo-se a funccedilatildeo de perfil 4 tem-se as
seguintes correlaccedilotildees mostradas na tabela 3
33
Tabela 3 Correlaccedilotildees e definiccedilotildees para as variaacuteveis envolvidas no refinamento pelo MR no EXPGUI
PARAcircMETRO CORRELACcedilAtildeO NO MODELO REFINADO
GV e GW Definem a largura da gaussiana relacionada ao alargamento instrumental
GU Define a largura da gaussiana relacionada agrave micro deformaccedilatildeo da rede
GP Define a largura da gaussiana relacionada ao tamanho de cristalito
LX Define a largura da lorentziana relacionada ao tamanho de cristalito
PTEC Avalia a anisotropia do tamanho de cristalito relacionada ao alargamento de
Lorentz
SHKL Define a micro deformaccedilatildeo da rede relacionada ao alargamento de Lorentz Seu
nuacutemero de termos depende da simetria de Laue
TRNS Descreve a profundidade de penetraccedilatildeo dos raios X em uma amostra
SHFT Determina o deslocamento em 2θ devido agrave posiccedilatildeo da amostra no porta amostra
SFEC Avalia a anisotropia quando haacute falhas de empilhamento da rede
ETA Eacute o termo de mistura entre as contribuiccedilotildees de Gauss e de Lorentz
SL e HL Satildeo termos de assimetria relacionados agrave divergecircncia axial
25 Calorimetria Diferencial de Varredura
A calorimetria diferencial de varredura (Differential Scanning Calorimetry- DSC) eacute um
meacutetodo de medida bem estabelecido e usado numa ampla escala em diferentes aacutereas de
pesquisa Com as medidas de DSC eacute possiacutevel investigar a evoluccedilatildeo teacutermica dos materiais e
tambeacutem avaliar grandezas como pureza capacidade teacutermica calor de transiccedilatildeo transiccedilotildees
viacutetreas relaxaccedilatildeo teacutermica [2]
O sistema DSC consiste na detecccedilatildeo de um sinal eleacutetrico gerado pela diferenccedila de
temperatura entre o material de referecircncia cujo comportamento com a temperatura eacute conhecido
e o material que estaacute sendo investigado (amostra) O DSC eacute um meacutetodo calorimeacutetrico no qual
satildeo medidas diferenccedilas de energia A Figura 14 ilustra a configuraccedilatildeo de um DSC
34
Figura 14 Ilustraccedilatildeo da configuraccedilatildeo de um DSC
As curvas construiacutedas com os dados DSC permitem identificar substacircncias construir
diagramas de fase aleacutem de determinar a fraccedilatildeo de cristalinidade dos materiais A amostra natildeo
inerte pode sofrer periodicamente fenocircmenos de absorccedilatildeo ou geraccedilatildeo de calor em funccedilatildeo do
tempo temperatura e posiccedilatildeo do meio Entre os processos de absorccedilatildeo de calor (endoteacutermicos)
pode-se destacar a fusatildeo a sublimaccedilatildeo a adsorccedilatildeo e entre os processos de geraccedilatildeo de calor
(exoteacutermicos) destacam-se a cristalizaccedilatildeo e a desorccedilatildeo
De acordo com o fenocircmeno ocorrido com a amostra no interior do equipamento a curva
gerada poderaacute apresentar picos endoteacutermicos ou exoteacutermicos a associaccedilatildeo dos dados com um
diagrama de fases um DRX ou outra teacutecnica poderaacute ser necessaacuterio para se extrair informaccedilotildees
consistentes A Figura 15 ilustra as possiacuteveis configuraccedilotildees encontradas em uma curva tiacutepica
de DSC
Figura 15 Representaccedilatildeo graacutefica dos padrotildees geneacutericos de picos apresentados no DSC
35
Dentre os possiacuteveis fenocircmenos apresentados por uma amostra em um DSC pode-se
obter picos exoteacutermicos ou endoteacutermicos Pode-se calcular a energia de ativaccedilatildeo (Ea) necessaacuteria
para promover a cristalizaccedilatildeo ou a nucleaccedilatildeo de uma fase Para tanto eacute necessaacuterio conhecer
valores de temperaturas de pico de cristalizaccedilatildeo (Tc) medidas para diferentes taxas de
aquecimento constantes (τ) e aplicar esses valores na equaccedilatildeo de Kissinger mostrada abaixo
[2]
119897119899 (τ
1198791198882) = minus
119864119886
119877119879119888+ 119888 (12)
onde R = 831 Jmol K eacute a constante molar dos gases e c eacute uma constante arbitraria
36
3 PROCEDIMENTOS EXPERIMENTAIS
31 Produccedilatildeo da Amostra
Para produccedilatildeo da amostra de Bi3Ni utilizou-se a formula AxBy onde x + y =100 e as
relaccedilotildees abaixo descritas as quais permitem encontrar os valores em fraccedilatildeo da massa de cada
componente
119872119879119900119905119886119897 = (119909
119909+119910) 119872119860 + (
119910
119909+119910) 119872119861
119876119860 = (119909
119909+119910)
119872119860
119872119879119874119879119860119871 e (13)
119876119861 = (119910
119909 + 119910)
119872119861
119872119879119874119879119860119871
onde MTotal = massa total a ser pesada MA = massa do elemento A (constante na Tabela
Perioacutedica) MB = massa do elemento B (constante na Tabela Perioacutedica) QA = fraccedilatildeo da massa
do elemento A a ser pesada e QB = fraccedilatildeo da massa do elemento B a ser pesada
Considerando-se as relaccedilotildees acima a amostra composta pelos elementos quiacutemicos
Niacutequel (Ni) e Bismuto (Bi) foi produzida com a massa total de 3 gramas sendo 026 gramas
de Ni (Alfa Aesar com 9995 de pureza e com tamanho de partiacutecula de minus100 mesh) e 274
gramas de Bi (Alfa Aesar com 9995 de pureza e com tamanho de partiacutecula de minus100 mesh)
Para pesagem foi utilizada a balanccedila eletrocircnica de alta precisatildeo (001mg) SHIMADZU modelo
(AUW220D)
32 Siacutentese Mecacircnica
Apoacutes a preparaccedilatildeo da amostra iniciou-se a fase da moagem mecacircnica Para tal utilizou-
se o moinho High Energy Ball Mill Emax da Retsch pertencente ao Laboratoacuterio de Siacutentese e
Caracterizaccedilatildeo de Nanomateriais (LSCN) do IFAM O moinho Emax combina vantagens de
diversos tipos de moinho tais como impacto de alta frequecircncia (moinho oscilante) atrito
37
intenso (moinho oscilante de discos) e movimentos rotativos controlados do vaso de moagem
(moinho de bolas planetaacuterio) o que proporciona um oacutetimo desempenho [55]
Na Figura 16 satildeo mostradas as imagens do moinho na imagem agrave esquerda observa-se a posiccedilatildeo
de fixaccedilatildeo dos dois jarros de moagem
Figura 16 Moinho High Energy Ball Mill Emax
Os suportes de cada vaso satildeo afixados sobre dois discos que giram no mesmo sentido
movendo assim os vasos por uma trajetoacuteria circular sem que estes modifiquem sua orientaccedilatildeo
A accedilatildeo combinada da geometria dos vasos e da mecacircnica do movimento gera um forte atrito
entre as bolas a amostra e as paredes do vaso bem como uma elevada aceleraccedilatildeo que lanccedila as
bolas com forte impacto contra a amostra junto agraves paredes do vaso Disso resulta uma melhor
mistura das partiacuteculas e uma menor granulometria final [55]
O moinho possui um sistema de resfriamento por aacutegua permitindo que a elevada
aplicaccedilatildeo de energia possa ser aproveitada com eficiecircncia no processo de moagem sem que a
amostra se superaqueccedila
A amostra foi colocada no jarro de moagem juntamente com 3 esferas de accedilo inoxidaacutevel
com massa total de 2092 g resultando numa BPR aproximada de 71 O jarro de moagem foi
levado a glove box onde foi realizado o vaacutecuo do ambiente com a posterior injeccedilatildeo de gaacutes
Argocircnio e a selagem do vaso de moagem Esse procedimento teve como objetivo evitar uma
possiacutevel oxidaccedilatildeo da amostra durante a moagem mecacircnica
38
Na Figura 17 eacute possiacutevel visualizar o jarro de moagem em dois momentos sendo o
primeiro entes do fechamento com as esferas e a amostra e posteriormente durante o processo
de fechamento dentro da glove box
Figura 17 Preparaccedilatildeo e selagem do vaso de moagem
O primeiro processo de moagem da mistura foi realizado durante uma hora Apoacutes esse
tempo o jarro foi aberto e feito uma Difraccedilatildeo de Raios X (DRX) da amostra Seguiu-se entatildeo
para selagem do vaso de moagem e preparaccedilatildeo para novo ciclo de moagem O intervalo de
moagem passou a ser de 3 horas sendo realizado em trecircs etapas de 1 hora entre cada etapa
houve um intervalo de 5 minutos para resfriamento da amostra realizadas sem abertura do jarro
de moagem
No procedimento foi utilizada a rotaccedilatildeo de 1000 rpm a temperatura do vaso variou de
27 degC agrave 39 degC no final da moagem Apoacutes as 3 horas de moagem o vaso foi aberto e realizou-se
um DRX da amostra Esse processo se repetiu por seis vezes tendo gerado intervalos de tempo
de1h 4hs 7hs 10hs 13hs 16hs e 19hs de moagem
O fim da moagem foi estabelecido com base na anaacutelise dos difratogramas da amostra e
da constataccedilatildeo de equiliacutebrio na evoluccedilatildeo ou formaccedilatildeo de novas fases
39
33 Difraccedilatildeo de Raios X
As medidas de DRX foram realizadas no Laboratoacuterio de Materiais (LabMat) da UFAM
utilizando um Difratocircmetro de Raio-X modelo Empyrean da PANalytical com radiaccedilatildeo CuKα1
de 1 5406 Aring e se dividiram em duas etapas
A primeira etapa foi realizada com os intervalos de 1h 4hs 7hs 10hs 13hs 16hs e 19
horas e teve como finalidade acompanhar a evoluccedilatildeo estrutural da amostra e confirmar a
formaccedilatildeo da fase uacutenica de Bi3Ni
A Figura 18 apresenta o porta amostra em duas etapas distintas a primeira com a
amostra sendo preparada adequadamente e na segunda pronta para a realizaccedilatildeo do DRX
Figura 18 Preparaccedilatildeo da amostra para realizaccedilatildeo de DRX
Os difratogramas experimentais gerados foram submetidos agrave identificaccedilatildeo das fases
cristalinas atraveacutes de comparaccedilotildees com padrotildees difratomeacutetricos disponibilizados no banco de
dados do Inorganic Crystal Structure Database ndash ICSD
Na Figura 19 apresenta-se o goniocircmetro difratocircmetro de raio-X modelo Empyrean da
PANalytical
40
Figura 19 Difratocircmetro de Raio-X modelo Empyrean da PANalytical
Os padrotildees usados de DRX foram os seguintes
Faixa de acircngulo 10 ndash 100deg
Velocidade de escaneamento 1deg min
Tempo aproximado de realizaccedilatildeo do difratograma 45 min
Tubo de raio-X de cobre (Cu)
Voltagem 40 kV
Corrente 30 mA
Divergecircncia de fenda 10 (deg)
Dispersatildeo de fenda 10 (deg)
A segunda etapa das medidas de DRX foi realizada com uso do forno e medidas in situ
tendo sido realizadas com a amostra moiacuteda por 19 horas nas temperaturas de 250 2500 3000 e
350 0C essas medidas tiveram a finalidade de acompanhar o comportamento estrutural em
funccedilatildeo da temperatura e estudar a estabilidade teacutermica da amostra Detalhes do forno estatildeo
ilustrados nas Figuras 20
41
Figura 20 Preparaccedilatildeo da amostra e porta amostra no forno do DRX
A primeira mediccedilatildeo foi realizada a temperatura de 25 oC seguindo-se de um
aquecimento a taxa de 10 oCmin ateacute atingir a temperatura de 250 oC apoacutes atingir a temperatura
procedeu-se uma execuccedilatildeo de uma isoteacutermica por 10 minutos antes da mediccedilatildeo in situ de DRX
O procedimento foi repetido para as temperaturas de 300 oC e 350 oC conforme pode-se
observar na rampa de aquecimento da Figura 21
Figura 21 Rampa de aquecimento para medidas in situ de DRX
34 Refinamento pelo Meacutetodo de Rietveld
Para realizaccedilatildeo dos refinamentos pelo MR desta dissertaccedilatildeo utilizou-se o programa
GSAS (General Structure Analysis System) e o EXPGUI [4748]
42
Para se descrever o formato dos picos de DRX utilizou-se a funccedilatildeo perfil pseudo-Voigt
de Thompson-Cox-Hasting modificada funccedilatildeo de perfil CW 4 no pacote GSAS que considera
o modelo anisotroacutepico de Stephens e efeitos de textura [4950]
Para o coeficiente de mistura (η) que determina as contribuiccedilotildees do alargamento
gaussiano (η = 0) e Lorentziano (η = 1) nas equaccedilotildees 5 e 6 foi utilizado neste trabalho o valor
de η = 075
Os coeficientes de alargamento instrumental V e W constantes na equaccedilatildeo 5 foram
previamente obtidos a partir do DRX de uma amostra padratildeo bem cristalizada e mantidos fixos
no refinamento dos dados experimentais
Para o caacutelculo do tamanho meacutedio de cristalito com o uso da equaccedilatildeo 7 utilizou-se o
valor de K = 091 e 120582=0154056 nm
O GSAS dispotildee de 8 tipos de funccedilotildees de background neste trabalho utilizou-se a funccedilatildeo
polinomial de Chebyshev o nuacutemero de termos variou tendo sido utilizados 20 termos na funccedilatildeo
polinomial para refinamentos com a presenccedila da fase amorfa e 6 termos apoacutes a cristalizaccedilatildeo da
fase amorfa
Para iniacutecio do refinamento no programa EXPGUI foi utilizado o diagrama de blocos da
Figura 12 e para o refinamento dos paracircmetros as correlaccedilotildees da tabela 3
35 Tratamento Teacutermico
Foi realizado um tratamento teacutermico na amostra moiacuteda por 19 horas com a finalidade
de promover o relaxamento dos defeitos e tensotildees causados durante a moagem mecacircnica e a
cristalizaccedilatildeo da fase amorfa presente A partir da temperatura ambiente 25 oC iniciou-se o
aquecimento a uma taxa de 10 oCmin A temperatura final foi de 800 oC seguindo-se do
desligamento do forno que se manteve fechado ateacute que a temperatura da amostra atingisse
25 oC Em seguida a amostra foi retirada do forno e foi realizado um DRX Utilizou-se um forno
tubular com tubo de quartzo e uma atmosfera com fluxo constante de gaacutes argocircnio ilustrado
na Figura 22
43
Figura 22 Forno utilizado para realizar o tratamento teacutermico
36 Calorimetria Diferencial de Varredura (DSC)
As medidas de DSC foram realizadas na amostra moiacuteda por 19 horas em uma ceacutelula
Netzsch modelo DSC 3500 Sirius pertencente ao Laboratoacuterio de Termo ciecircncias da UFAM
Para realizaccedilatildeo das medidas utilizou-se um fluxo de proteccedilatildeo de N2 a 50 mlmin com
temperatura inicial de 25 oC e temperatura final de 550 oC
Foram realizadas quatro medidas com as taxas de transferecircncia de calor de 25 oCmin
5 oCmin 10 oCmin e 20 oCmin Foram utilizados cadinhos (porta amostra) de alumiacutenio e a
massa meacutedia de 22 mg de amostra foi utilizada nos quatro experimentos
Na Figura 23 eacute mostrada a ceacutelula Netzsch modelo DSC 3500 Sirius onde foram
realizadas as medidas e os cadinhos sendo dois fechados e um com a amostra visiacutevel
Figura 23 Equipamento utilizado para realizar o DSC
44
4 RESULTADOS E DISCUSSOtildeES
41 Evoluccedilatildeo estrutural
A Figura 24 mostra a evoluccedilatildeo estrutural durante o processo de siacutentese conforme
descrito nos procedimentos experimentais Qualitativamente podemos ver nesta figura uma
modificaccedilatildeo gradativa dos padrotildees de difraccedilatildeo O pico mais intenso da amostra moiacuteda por 1
hora corresponde ao plano (1 0 -2) do Bi precursor
Acompanhando o comportamento deste plano em especiacutefico constata-se que entre a
primeira e a quarta hora o mesmo sofre apenas uma ligeira diminuiccedilatildeo Concomitantemente
com este decreacutescimo emergem pequenos novos picos em 2θ aproximadamente entre 28 e 35o
Com 7 horas de moagem os novos picos satildeo evidentes e foram identificados junto agrave base de
dados do ICSD como a estrutura desejada Bi3Ni grupo espacial Pnma (cartatildeo nuacutemero 391336)
Em 13 horas de moagem o pico do Bi atinge seu miacutenimo e segue estaacutevel ateacute 19 h de moagem
Dada a observaccedilatildeo da estabilizaccedilatildeo estrutural o processo foi interrompido Uma anaacutelise mais
detalhada dos difratogramas seraacute mostrada e discutida na sequecircncia
Figura 24 Padratildeo de difraccedilatildeo observado para amostra e Bi3Ni durante todo intervalo de moagem
10 20 30 40 50 60 70 80
19h
16h
1h
10h
1h
7h
4h
2(graus)
1h
13h
Inte
nsid
ade (
ua
)
45
Na Figura 25 mostramos a indexaccedilatildeo das fases na primeira hora de moagem onde foi
verificada o iniacutecio da nucleaccedilatildeo do Bi3Ni Tambeacutem eacute possiacutevel observar os picos do elemento
precursor minoritaacuterio no caso o Niacutequel (cartatildeo ICSD 64703)
Figura 25 Difratograma obtido apoacutes a primeira hora de moagem
Seguindo o processo de moagem conforme descrito nos procedimentos experimentais
a amostra foi moiacuteda por mais 3 horas totalizando 4 horas de moagem os difratogramas obtidos
satildeo apresentados nas Figuras 26 e 27 Nesta etapa jaacute natildeo eacute mais possiacutevel identificar a presenccedila
dos picos referentes ao niacutequel dessa forma somente satildeo observados os picos do bismuto e do
Bi3Ni Poreacutem como verificamos na Figura 24 a nucleaccedilatildeo da liga Bi3Ni continua ocorrendo
sistematicamente
Na Figura 26 mostramos uma comparaccedilatildeo do difratograma padratildeo de Bi3Ni (cartatildeo
nuacutemero 391336 do ICSD) com o difratograma da amostra moiacuteda por 4 horas plotados em
conjunto para destacar a nucleaccedilatildeo da fase de Bi3Ni
Na Figura 27 apresenta-se o resultado do refinamento pelo meacutetodo de Rietveld para as
4 horas de moagem Eacute possiacutevel verificar um bom acordo entre o padratildeo de DRX da amostra e
o padratildeo refinado por MR Os fatores de qualidade podem ser verificados na tabela 4 Neste
refinamento obtivemos uma fraccedilatildeo de fase equivalente a 67 de Bi e 33 de Bi3Ni
46
Figura 26 Difratograma da amostra moiacuteda durante 4 horas (curva com ruiacutedo) e o padratildeo idealizado
do Bi3Ni calculado a partir do arquivo CIF (cartatildeo ICSD no 391336)
Figura 27 Padratildeo observado no DRX (4horas) calculado e residual obtidos no refinamento pelo MR
10 20 30 40 50 60 70 80
23 24 25 26 27 28 29 30 31 32 33
Inte
nsid
ade (
ua
)
2(graus)
4 horas
CIF Bi3Ni
10 20 30 40 50 60 70 80
Experimental
Calculado
Residual
Inte
nsid
ade (
u a)
2 (graus)
4 horas
25 30 35 40 45
47
Em todas as etapas do processo de moagem foram obtidos refinamentos com iacutendices de
qualidade muito semelhantes Natildeo houve alteraccedilatildeo nos acircngulos da ceacutelula unitaacuteria do composto
de Bi3Ni que permanecerem com α= β= λ = 90o Os valores obtidos para os iacutendices de avaliaccedilatildeo
da qualidade e os paracircmetros de rede encontram-se na tabela 4
Tabela 4 Valores de Rwp e 1205362 obtidos nos refinamentos realizados durante o processo de moagem
mecacircnica para o Bi3Ni
Com os resultados obtidos nos refinamentos determinou-se as contribuiccedilotildees em
porcentagem de cada fase em funccedilatildeo do tempo de moagem Verifica-se que apoacutes a primeira
hora de moagem natildeo se identifica no difratograma a presenccedila de Ni entretanto a fase de Bi3Ni
continua nucleando indicando que ainda existe niacutequel disponiacutevel para a formaccedilatildeo desta fase
Pode-se conceber algumas hipoacuteteses para este fato A primeira refere-se agrave sensibilidade do
equipamento de DRX que natildeo identifica precisamente elementos com fraccedilatildeo de fase menor
que 10 Outa hipoacutetese provaacutevel pode ser atribuiacutea a uma adesatildeo do niacutequel nas paredes do jarro
de moagem ou nas esferas de accedilo tendo em vista sua ductilidade
Na Figura 28 foi plotado a fraccedilatildeo de cada uma das fases presentes no processo de
moagem em funccedilatildeo do tempo Fica evidente que apoacutes a primeira hora a fraccedilatildeo de fase do niacutequel
eacute zero mas continua ocorrendo a nucleaccedilatildeo do Bi3Ni que estabiliza em 13 horas
TEMPO DE MOAGEM RWP 1205362 PARAcircMETROS DE REDE DO BI3NI
a (Å) b (Å) c (Å) Volume (Å3)
4 HORAS 77 139 8890(9) 4102(1) 11502(1) 41949(6)
7 HORAS 70 137 8891(3) 4106(1) 11500(1) 41986(9)
10 HORAS 71 131 8888(1) 4104(8) 11495(1) 41939(5)
13 HORAS 65 124 8893(5) 4104(3) 11507(1) 42003(2)
16 HORAS 64 124 8888(7) 4102(9) 11499(9) 41940(1)
19 HORAS 63 123 8894(1) 4105(1) 11506(5) 42012(3)
48
Figura 28 Fraccedilatildeo das fases de Ni Bi e Bi3Ni em funccedilatildeo do tempo de moagem
Utilizando-se a equaccedilatildeo 7 com os dados obtidos no refinamento pelo MR calculou-se
o tamanho meacutedio dos cristalitos de Bi3Ni em funccedilatildeo do tempo de moagem Na Figura 29
apresenta-se em forma de um graacutefico os valores obtidos Observamos que entre a quarta e a
seacutetima hora haacute um aumento aproximado de 14 no tamanho meacutedio do cristalito pode-se
atribuir esse aumento a uma possiacutevel deformaccedilatildeo plaacutestica da amostra acarretando num
acreacutescimo da aacuterea de superfiacutecie o que aumentaria progressivamente a probabilidade de
soldagem a frio dessas partiacuteculas gerando assim um aumento do tamanho meacutedio do cristalito
Entre a seacutetima e a deacutecima hora de moagem ocorre uma reduccedilatildeo de 26 no tamanho do
cristalito maior valor percentual obtido entre intervalos de moagem Entre a deacutecima sexta e a
deacutecima nona hora haacute uma estabilizaccedilatildeo no processo de reduccedilatildeo do tamanho de cristalito
Obtivemos no final do processo uma reduccedilatildeo total de aproximadamente 59 o que representa
um tamanho meacutedio de cristalito na ordem de 2653 nm
Plota-se na Figura 29 um graacutefico com tamanho meacutedio de cristalito do composto Bi3Ni
em funccedilatildeo do tempo de moagem
0 5 10 15 20
0
20
40
60
80
100
Fra
ccedilao d
e fases (
)
Tempo de moagem ( horas)
Bi
Bi3Ni
Ni
49
Figura 29 Tamanho meacutedio de cristalito de Bi3Ni em funccedilatildeo do tempo de moagem
Natildeo houve formaccedilatildeo de novas fases ou aparentemente quaisquer outras alteraccedilotildees
significativas apoacutes a deacutecima terceira hora de moagem Os uacutenicos efeitos com a continuaccedilatildeo da
moagem foram a melhora da cristalizaccedilatildeo da fase de interesse e o aumento de intensidade do
perfil referente a fase amorfa Poreacutem o processo de moagem totalizou 19 horas a finalidade
deste intervalo apoacutes a estabilizaccedilatildeo de formaccedilatildeo da fase pretendida foi verificar a possibilidade
de oxidaccedilatildeo da amostra que ficou exposta ao ambiente durante a execuccedilatildeo do DRX
Observa-se nos difratogramas da Figura 24 a formaccedilatildeo de uma acentuada elevaccedilatildeo na
linha de base entre a faixa de 2θ que vai de aproximadamente 26deg a 36deg A forma ou perfil
dessa elevaccedilatildeo eacute um forte indicio do aparecimento de uma fase amorfa Para alcanccedilar bom
acordo nos refinamentos Rietveld foram necessaacuterios 20 termos na funccedilatildeo polinomial de
Chebyshev para descrever estas linhas de base (background)
Analisando-se portanto os difratogramas referentes agraves etapas de 10 13 16 e 19 horas
eacute possiacutevel identificar o crescimento dessa fase amorfa conforme mostramos na Figura 30
4 6 8 10 12 14 16 18 20
25
30
35
40
45
50
55
Ta
ma
nh
o m
eacuted
io d
e c
rista
lito
(n
m)
Tempo de moagem (horas)
50
Estas curvas satildeo particularmente interessantes uma vez que podemos avaliar as
distacircncias R entre os primeiros vizinhos da fase desordenada aplicando a equaccedilatildeo de Ehrenfest
que pode ser expressa como [56]
2Rsen(θ) = 123λ (14)
O maacuteximo destas curvas correspondem a 2θ ~29o o que nos leva a distacircncias aproximada
de 38 Aring Esta distacircncia natildeo fere nenhum viacutenculo de distancias entre os atamos para
Ni-Ni~248 Aring Ni-Bi~ 278 Aring Bi-Bi~308 Aring Bi-O~214 Aring
Figura 30 Comparaccedilatildeo das funccedilotildees de background para a amostra moiacuteda por 10 13 16 e 19 horas
Com objetivo de avaliar com mais detalhes a estrutura nanocristalina e amorfa
realizamos medidas de difraccedilatildeo com configuraccedilotildees que produzissem uma maior qualidade nos
dados obtidos utilizamos uma cacircmara com baixo vaacutecuo e aumentamos o tempo de aquisiccedilatildeo
dos dados
A Figura 31 mostra o padratildeo obtido para a amostra final moiacuteda por 19 horas
Destacamos a evidente fase amorfa que se forma
10 20 30 40 50 60 70 80
19 horas
16 horas
13 horas
10 horas
Inte
nsid
ade (
u a)
2 (graus)
51
Figura 31 Formaccedilatildeo da fase amorfa na amostra de Bi3Ni apoacutes 19 horas de moagem
Comparando o padratildeo de DRX obtido para amostra moiacuteda por 19 horas com o
difratograma padratildeo de Bi3Ni (cartatildeo nuacutemero 391336 do ICSD) pode-se constatar a
equivalecircncia dos picos conforme apresentada Figura 32
Com os difratogramas de maior resoluccedilatildeo verificamos a presenccedila embora em uma
pequena fraccedilatildeo de Bi (ICSD no 64703) Assim como uma ligeira sugestatildeo da existecircncia de
Bi2O3 (ICSD no 41764) vislumbra-se essa fase em virtude da possiacutevel oxidaccedilatildeo da amostra
devido as sucessivas aberturas do jarro de moagem para realizaccedilatildeo do DRX entretanto
diferentemente do que se percebe para o bismuto natildeo haacute nenhum pico referente ao oxido de
bismuto
Na posiccedilatildeo de 2θ~27o existe um pico caracteriacutestico do Bi2O3 entretanto mesmo com a
melhor resoluccedilatildeo do DRX natildeo eacute possiacutevel distinguir claramente a fase do oxido de bismuto
assim durante o processo de refinamento pelo MR natildeo foi adicionada a fase relativa ao oxido
O refinamento pelo meacutetodo de Rietveld referente a amostra moiacuteda por 19h encontra-se
na Figura 33 percebe-se a boa concordacircncia obtida para a fase de interesse Bi3Ni e a fase
20 30 40 50 60 70 80
Bi
Inte
nsid
ade (
u a)
2 (graus)
Bi
20 25 30 35 40 45
52
amorfa O asterisco indicando o pico principal do Bi salienta que essa fase por contribuir
modestamente em um difratograma tatildeo complexo natildeo eacute bem ajustada
Figura 32 Difratograma da amostra moiacuteda 19h em conjunto com os CIFs de o Bi3Ni Bi e Bi2O3
Figura 33 Difratograma da amostra moiacuteda 19h e refinada por meacutetodo de Rietveld partindo dos CIFs
do Bi3Ni Bi
20 30 40 50 60 70 80
19 horas
Bi3Ni
Bi
Bi2O
3
In
tensid
ade (
u a)
2 (graus)
25 30 35 40
20 30 40 50 60 70 80
Experimental (19h)
Calculado
Residual
Inte
nsid
ade (
u a)
2 (graus)
20 25 30 35 40 45 50
53
Os trabalhos cientiacuteficos que versam sobre a produccedilatildeo e a caracterizaccedilatildeo do composto
Bi3Ni descrevem que a siacutentese pode ser realizada por vaacuterios mecanismos normalmente as
metodologias mais usadas para obtenccedilatildeo envolvem os processos em meio quiacutemico a
eletrodeposiccedilatildeo e a solidificaccedilatildeo raacutepida Em alguns casos utilizou-se longos processos teacutermicos
que envolvem a permanecircncia da amostra num forno de resistecircncia a 1100 degC durante 3 dias
[13] ou processos de sinterizaccedilatildeo com recozimento a vaacutecuo a temperatura de 1000 degC por 24
horas [15] Relata-se tambeacutem que conforme ocorreu neste trabalho algumas amostras
apresentam pequenos traccedilos de Bi em sua composiccedilatildeo final [13]
Dessa forma o primeiro desafio desse trabalho foi produzir uma fase uacutenica de Bi3Ni por
meio da moagem mecacircnica entretanto verificou-se no resultado obtido no DRX e no
refinamento pelo MR que a fase de Bi3Ni embora apresente uma fraccedilatildeo de 999 ainda possui
leves traccedilos do pico mais intenso de bismuto (indicado por um asterisco na Figura 33) Uma
proposta futura seria portanto acrescentar uma pequena quantidade de Ni para interagir com
esse Bi remanescente
42 Medidas de DRX in situ
Com o objetivo de estudar a estabilidade teacutermica e acompanhar a evoluccedilatildeo estrutural da
amostra em funccedilatildeo da temperatura foram realizadas medidas de DRX in situ conforme
descrito nos procedimentos experimentais A Figura 34 apresenta os quatro difratogramas
obtidos
A temperatura de 25 oC observa-se uma fase uacutenica do composto Bi3Ni (com jaacute
mencionado anteriormente a amostra possui uma leve indicaccedilatildeo da presenccedila de bismuto) que
possui estrutura ortorrocircmbica e grupo espacial Pnma eacute a mesma apresentada na Figura 32
A medida que aumentamos a temperatura conforme descrito na seccedilatildeo 3 Figura 21
inicia-se uma transformaccedilatildeo do composto inicial para o crescimento da fase tetragonal de Bi2O3
(ICSD no 41764) e da fase precursora de Bi Essa alteraccedilatildeo na composiccedilatildeo da amostra ocorre
em virtude da degradaccedilatildeo da fase Bi3Ni que conforme eleva-se a temperatura tem sua fraccedilatildeo
diminuiacuteda conforme verifica-se na Figura 36 Embora as medidas in situ terem sido feitas em
baixo vaacutecuo natildeo foi impedido o crescimento do Bi2O3
54
Na Figura 34 encontram-se plotados os DRX referentes as medidas realizadas em 25o
250o 300o e 350 oC as curvas foram deslocadas verticalmente para melhor comparaccedilatildeo
Figura 34 Padratildeo observado nos DRX da amostra submetida a aquecimento
A temperatura de 250 oC temos a ocorrecircncia de trecircs fases Bi3Ni Bi2O3 e Bi
O refinamento estrutural pelo meacutetodo de Rietveld estaacute mostrado na Figura 35 Mesmo tratando-
se de uma amostra com um elevado nuacutemeros de pico aleacutem da presenccedila de uma fase amorfa o
acordo entre o experimental e o calculado eacute notaacutevel Os valores dos iacutendices de avaliaccedilatildeo da
qualidade do refinamento referentes as quatro medidas realizadas encontram-se na tabela 5
20 30 40 50 60 70 80
350 0C
300 0C
250 0C
Inte
nsid
ade (
ua
)
2 (graus)
25 0C
55
Figura 35 Padratildeo obtidos no refinamento pelo MR para amostra aquecida a 250 0C
Tabela 5 Valores de Chi2 e de Rwp obtidos nos refinamentos realizados durante o processo de
aquecimento
A temperatura de 300 oC comeccedila a formaccedilatildeo da uma nova fase cubica de grupo espacial
I23 o Bi12NiO19 em detrimento da diminuiccedilatildeo da fase de Bi3Ni Aleacutem do aumento da fraccedilatildeo
da fase de Bi2O3
Temperatura de realizaccedilatildeo da medida Rwp 1205362
25 0C 69 23
250 0C 83 18
300 0C 98 26
350 0C 99 25
10 20 30 40 50 60 70 80
Inte
nsid
ade (
ua
)
2 (graus)
Experimental
Calculado
Residual
250 0C
25 30 35 40
56
O uacuteltimo DRX foi realizado a 350 oC a principal alteraccedilatildeo dessa medida refere-se ao
fato da inexistecircncia de picos referentes agrave fase Bi3Ni A fase majoritaacuteria torna-se agora a fase
referente ao Bi e a fase Bi12NiO19 (indexado na base de dados PDF2 mas natildeo na base de dados
ICSD) permanece estaacutevel isto eacute sem alteraccedilotildees significativas em sua fraccedilatildeo O fato de estarem
presentes picos referentes ao Bi mesmo apoacutes termos ultrapassado a temperatura de fusatildeo pode
ser explicado levando-se em consideraccedilatildeo a baixa condutividade teacutermica do bismuto aliado ao
excesso de defeitos produzidos na moagem assim natildeo obteve-se a fusatildeo do elemento
Utilizamos os dados obtidos nos refinamentos para plotar o graacutefico exposto na Figura
36 onde eacute possiacutevel observar a fraccedilatildeo de cada fase em funccedilatildeo da temperatura de execuccedilatildeo do
DRX Percebe-se a raacutepida decomposiccedilatildeo da fase de Bi3Ni que entre 250 oC e 350 oC apresenta
uma reduccedilatildeo percentual de aproximadamente 88 concomitantemente ao crescimento
percentual da fase de Bi
Figura 36 Fraccedilotildees de fase em funccedilatildeo da temperatura de realizaccedilatildeo do DRX in situ
O DRX realizado na amostra a 350 oC eacute mostrado na Figura 37 em conjunto aos CIFs
das fases constituintes Para a fase Bi12NiO19 natildeo foi encontrado o CIF no banco de dados do
Inorganic Crystal Structure Database (ICSD) Para refinar utilizando o meacutetodo de Rietveld
partimos do protoacutetipo estrutural de Bi26-x Mx O40-y (M = Mg Al Co Ni) O CIF desta fase
25 75 125 175 225 275 325 375
0
20
40
60
80
100
Fra
ccedilao d
e F
ases (
)
Temperatura (0C)
Bi3Ni
Bi2O
3
Bi
Bi12
NiO19
57
resultante estaacute mostrado em vermelho na Figura 37 e uma representaccedilatildeo da ceacutelula unitaacuteria na
Figura 38 os aacutetomos de oxigecircnio estatildeo representados na cor vermelha e o niacutequel em verde
Figura 37 Padratildeo observado no DRX da amostra em 350 oC em comparaccedilatildeo com o CIF das fases
constituintes
Figura 38 Projeccedilatildeo do eixo a e em perspectiva do Bi12NiO19
10 20 30 40 50 60 70 80
Inte
nsid
ade (
ua
)
2(graus)
350 graus
Bi2O
3
Bi
Bi12
NiO19
20 25 30 35 40 45 50 55
58
O refinamento estrutural utilizando estas fases estaacute mostrado na Figura 39 e os valores
referentes aos paracircmetros de rede obtidos para o refinamento da fase Bi12NiO19 constam na
tabela 6
Figura 39 Padratildeo obtidos no refinamento pelo MR para amostra aquecida a 350 0C
Tabela 6 Paracircmetros da ceacutelula unitaacuteria da estrutura Bi12NiO19
A Figura 40 conteacutem as fotografias retiradas do forno do difratocircmetro antes e apoacutes a
realizaccedilatildeo da medida Eacute possiacutevel verificar que a amostra devido a dilataccedilatildeo volumeacutetrica e a
fusatildeo do bismuto transborda o porta amostra
Paracircmetros de Rede a = b=c=10258(8) Aring
Acircngulos α = β = γ = 900
Volume da ceacutelula 107966(2) Aring3
Grupo de simetria Cuacutebico
Grupo espacial I23
10 20 30 40 50 60 70 80
Inte
nsid
ade (
ua
)
2 (graus)
Calculado
Experimental
Residual
350 0C
20 25 30 35 40 45
59
Figura 40 Fotografia do forno do DRX antes a apoacutes a realizaccedilatildeo das medidas
43 Calorimetria Diferencial de Varredura (DSC)
Com a finalidade de estudar e melhor entender a evoluccedilatildeo estrutural da amostra
observada nas medidas in situ realizou-se medidas DSC conforme descrito nos procedimentos
experimentais a temperatura final foi de 550 oC
Na Figura 41 mostramos as medidas DSC feitas em diferentes taxas de aquecimento
realizadas na amostra moiacuteda por 19 horas Em todas as 4 medidas vemos comportamentos
exoteacutermicos e endoteacutermicos Os picos endoteacutermicos ocorreram a uma temperatura aproximada
de 270 0C temperatura essa equivalente ao ponto de fusatildeo do bismuto e foram atribuiacutedos a
fusatildeo do Bi ocorrida em duas etapas
Comparando-se os resultados obtidos nas medidas in situ onde observamos a nucleaccedilatildeo
de uma nova fase a partir da temperatura de 250 oC com os resultados obtidos no DSC podemos
concluir que o pico exoteacutermico presente no termograma corresponde agrave nucleaccedilatildeo da fase de
Bi2O3
Com a finalidade de calcular a energia de ativaccedilatildeo (Ea) necessaacuteria para promover essa
nucleaccedilatildeo aplicamos a metodologia proposta por Kissinger [2] Conforme indicado na Figura
41 as 4 medidas foram feitas com taxas de aquecimento de 25 5 10 e 20 oCmin
60
A Figura 42 mostra em detalhes a Figura 41 onde vemos os valores das temperaturas
de pico de cristalizaccedilatildeo (Tc) e as referidas taxas de aquecimento (120591) Como era esperado a
medida que a taxa de aquecimento aumenta a temperatura de pico tambem aumenta
Figura 41 Termograma DSC plotados em conjunto para os diferentes fluxos de calor
Figura 42 Espectros DSC com as temperaturas de pico e suas respectivas taxas de aquecimento
100 150 200 250 300 350 400 450 500 550
250Cmin
50Cmin
100Cmin
fluxo d
e c
alo
r (u
a)
Temperatura (0C)
200Cmin
exo
230 235 240 245 250 255 260 265 270 275 280 285
250Cmin
50Cmin
100Cmin
fluxo d
e c
alo
r (u
a )
Temperatura (0C)
242 0C
252 0C
266 0C
278 0C
200Cmin
exo
61
Com os dados fornecidos na Figura 42 pode-se calcular a energia de ativaccedilatildeo referente
a nucleaccedilatildeo da fase de Bi2O3 Plotando-se um graacutefico linear de ln(120591
1198791198882) versus
1
119879119888 onde o
coeficiente angular eacute (minus119864119886
119877) obteacutem-se a energia de ativaccedilatildeo A Figura 43 apresenta a
linearizaccedilatildeo da equaccedilatildeo 16 de onde se obteacutem a energia de ativaccedilatildeo do processo de nucleaccedilatildeo
do Bi2O3
Figura 43 Graacutefico linear do ln(120591
1198791198882) versus
1
119879119888
Logo considerando as relaccedilotildees anteriormente definidas eacute possiacutevel calcular a energia de
ativaccedilatildeo uma vez que m = (minus119864119886
119877) e R = 831 jmol K Desse modo a energia de ativaccedilatildeo
necessaacuteria para promover a nucleaccedilatildeo da fase Bi2O3 eacute de 12465 kJmol
A metodologia proposta permitiria tambeacutem calcular a energia de ativaccedilatildeo necessaacuteria
para cristalizar a fase amorfa as medidas de DSC foram planejadas ateacute a temperatura de
550 oC devido a limitaccedilotildees do equipamento poreacutem como fica evidente na Figura 41 natildeo se
observa nenhum pico exoteacutermico apoacutes os 350 oC que se possa estar associado a cristalizaccedilatildeo da
fase amorfa O pico exoteacutermico existente como jaacute mencionado ocorreu a uma temperatura que
variou de 242 0C agrave 278 0C e refere-se agrave nucleaccedilatildeo de fase
182 184 186 188 190 192 194
-115
-110
-105
-100
-95
ln (
T2 c)
1Tc (10
-3 k
-1)
62
44 Tratamento teacutermico
Apoacutes a realizaccedilatildeo das medidas de DRX in situ e das medidas de DSC a fase amorfa
ainda se encontrava presente assim foi realizado um tratamento teacutermico com a finalidade de
promover a cristalizaccedilatildeo da fase amorfa presente
O tratamento teacutermico foi realizado a uma taxa constante de 10 0Cmim ateacute a temperatura
de 800 0C com a atmosfera protegida por gaacutes argocircnio Na Figura 44 apresenta-se o difratograma
da amostra realizado apoacutes o do tratamento teacutermico vemos no detalhe que a acentuada elevaccedilatildeo
na linha de base entre a faixa de 2θ que vai de aproximadamente 26deg agrave 36deg e que corresponde
a fase amorfa desapareceu completamente
Figura 44 Difratograma da amostra apoacutes tratamento teacutermico
Para a amostra tratada termicamente foram identificadas trecircs fases similar ao observado
nas medias in situ a 350 oC foram identificadas a fase cuacutebica Bi12NiO19 a fase tetragonal de
Bi2O3 (ICSD no 41764) e a fase romboeacutedrica de Bismuto (ICSD no 64703) Na Figura 45
apresentamos o padratildeo observado plotado juntamente com o CIF das 3 fases identificadas
10 20 30 40 50 60 70 80
Inte
nsid
ad
e (
ua
)
2 (graus)
Pos Tratamento Teacutermico
20 25 30 35 40 45 50 55 60
63
Figura 45 Difratograma da amostra apoacutes tratamento teacutermico em conjunto com os CIFs de Bi Bi2O3 e
Bi12NiO19
Pode-se verificar no padratildeo do difratograma da Figura 45 que pelo formato da linha de
base obtida ocorreu a cristalizaccedilatildeo da fase amorfa e as fases identificadas correspondem aos
picos presentes no DRX da amostra
O refinamento realizado pelo MR confirmou a identificaccedilatildeo das fases contidas na
amostra no sentido da exata correspondecircncia entre os picos obtidos nos padrotildees calculados e
observados As fraccedilotildees das fases da amostra que sofreu tratamento teacutermico em comparaccedilatildeo com
as fraccedilotildees obtidas no DRX in situ estatildeo apresentados na tabela 7
Tabela 7 Fraccedilotildees das fases apoacutes tratamento teacutermico e DRX in situ a 350 oC
Fraccedilatildeo das fases Tratamento Teacutermico DRX in situ a 350 oC
Bi12NiO19 90 137
Bi2O3 89 20
Bi 11 663
10 20 30 40 50 60 70 80
Inte
nsid
ade (
ua
)
2 (graus)
Observado
Bi
Bi2O
3
Bi12
NiO19
25 30 35 40 45 50 55
64
O aumento da temperatura propicia a nucleaccedilatildeo das fases de Bi2O3 e Bi12NiO19 em
detrimento da diminuiccedilatildeo da fase Bi3Ni
O refinamento pelo meacutetodo de Rietveld para amostra que sofreu tratamento teacutermico
apresentou uma boa concordacircncia para os perfis calculado e experimental Nesse refinamento
foi utilizado o CIF modificado de Bi12NiO19 Na Figura 46 temos o padratildeo experimental e o
calculado obtidos no refinamento pelo MR
Figura 46 Padratildeo observado e experimental refinado pelo MR para amostra tratada termicamente
Compara-se na Figura 47 os difratogramas obtidos para amostra tratada termicamente e
para o DRX in situ a temperatura de 350 oC eacute possiacutevel identificar a correspondecircncia entre os
picos entretanto eacute notaacutevel a diferenccedila na linha de base do difratograma referente ao DRX in
situ contra o DRX da amostra submetida a tratamento teacutermico Pode-se concluir que para
ocorrer a cristalizaccedilatildeo da fase amorfa eacute necessaacuterio que a temperatura do tratamento teacutermico seja
superior a 550 0C
10 20 30 40 50 60 70 80
Inte
nsid
ade (
ua
)
2 (graus)
Calculado
Experimental
Residual
Pos Tratamento Teacutermico
65
Outro fenocircmeno perceptiacutevel eacute o deslocamento em 2θ da posiccedilatildeo dos picos O
difratograma da amostra que foi ao forno do DRX tem a posiccedilatildeo dos seus picos deslocados para
direita em comparaccedilatildeo ao observado no CIF do Bi12NiO19 e no DRX da amostra que passou
por tratamento teacutermico Podemos associar esse deslocamento a contraccedilatildeo do volume da ceacutelula
unitaacuteria Considerando o valor padratildeo do volume do composto Bi12NiO19 constante na tabela
5 ocorreu uma reduccedilatildeo de volume de aproximadamente 155 para amostra tratada
termicamente e uma variaccedilatildeo positiva de 005 para amostra do DRX in situ Na Figura 47
plotamos juntos os difratogramas da amostra tratada termicamente da amostra que realizou a
medida in situ a 350 0C e o CIF do Bi12NiO19
Figura 47 Difratogramas das amostras apoacutes tratamento teacutermico e DRX in situ em conjunto com o
CIF do Bi12NiO19
O tratamento teacutermico realizado produziu o resultado esperado cristalizando a fase
amorfa As fases presentes na amostra apoacutes a realizaccedilatildeo do tratamento estatildeo em conformidade
agraves encontradas nas medidas de DRX in situ
20 30 40 50 60 70 80
Bi
Inte
nsid
ade (
u a)
2 (graus)
Bi
20 25 30 35 40 45
66
5 CONCLUSAtildeO
A sintetizaccedilatildeo do composto nanoestruturado de Bi3Ni foi realizado de modo eficiente
apoacutes 13 horas de moagem mecacircnica
As medidas de difraccedilatildeo de Raio X possibilitaram acompanhar a evoluccedilatildeo estrutural e a
nucleaccedilatildeo da fase de Bi3Ni O refinamento realizado pelo Meacutetodo de Rietveld proporcionou a
quantificaccedilatildeo dos paracircmetros cristalograacuteficos tais como paracircmetros de rede volume da ceacutelula
unitaacuteria fraccedilatildeo das fases presentes e tamanho de cristalito Os fatores de qualidade e
convergecircncia alcanccedilaram valores satisfatoacuterios correspondendo a exata simulaccedilatildeo do padratildeo
observado
A anaacutelise teacutermica realizada por meio das medidas de DRX in situ permitiu o estudo da
estabilidade teacutermica e o acompanhamento da evoluccedilatildeo estrutural da amostra em funccedilatildeo da
temperatura Foi possiacutevel identificar duas novas fases presentes o Bi2O3 e Bi12NiO19 nucleadas
agraves custas da fase de Bi3Ni Na temperatura de 350 oC a amostra eacute composta das fases Bi12NiO19
Bi2O3 e Bi
As medidas de DSC realizadas ateacute a temperatura de 550 oC e com quatro diferentes
taxas de aquecimento foram utilizadas para se calcular com o uso da equaccedilatildeo de Kissinger a
energia de ativaccedilatildeo (Ea) necessaacuteria para promover a nucleaccedilatildeo do composto Bi12NiO19 que eacute de
12465 kJmol
O tratamento teacutermico no forno ateacute 800 oC promoveu o relaxamento dos defeitos e
tensotildees causadas durante a moagem mecacircnica e a cristalizaccedilatildeo da fase amorfa natildeo sendo mais
possiacutevel identificar no DRX realizado o perfil referente a essa fase Identificou-se novamente a
fase Bi12NiO19 aleacutem da ocorrecircncia das fases de Bi2O3 e Bi jaacute identificadas nas medidas de
DRX in situ confirmando a consistecircncia dos resultados obtidos por dois ensaios diferentes
Pocircde-se verificar o mesmo fenocircmeno em todos os ensaios que envolveram o
aquecimento da amostra Ao aquecer-se o Bi3Ni ocorre um processo de oxidaccedilatildeo que resulta
na formaccedilatildeo da fase de Bi2O3 e a fase de Bi12NiO19 todas associadas ao consumo de Bi da fase
Bi3Ni
Para realizaccedilatildeo de estudos futuros com o intuito de se obter a fase uacutenica de Bi3Ni
pode-se alterar ligeiramente as massas dos produtos com a adiccedilatildeo de um pouco de niacutequel
67
Pode-se melhorar o controle das condiccedilotildees de realizaccedilatildeo dos tratamentos teacutermicos com o
intuito de se evitar a oxidaccedilatildeo A realizaccedilatildeo de medidas de DSC ateacute a temperatura de 800 0C
poderaacute revelar picos exoteacutermicos e propiciar condiccedilotildees para se calcular a energia necessaacuteria
para promover a cristalizaccedilatildeo da fase amorfa
68
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14
temperaturas menores que 920 degC a solubilidade de Fe e Cr em Bi(Liacutequido) eacute menor que 10-3 em
at Por sua vez o niacutequel dissolve-se prontamente em Bi(L) O niacutequel eacute o uacutenico componente de
accedilo inoxidaacutevel que faz compostos intermetaacutelicos com Bi [12]
Pesquisas apontam para outras propriedades e aplicaccedilotildees de ligas ternaacuterias contendo os
elementos Bi e Ni A liga BiInNi contendo diversas proporccedilotildees estequiomeacutetricas foi estudada
sob a oacutetica de um possiacutevel potencial desse material como semicondutor [21]
Outra aplicaccedilatildeo recente utilizando o composto de bismuto e niacutequel vem despertando o
interesse tecnoloacutegico Sabe-se que esforccedilos crescentes tecircm sido realizados na busca por soldas
livres de chumbo adequadas devido agrave influecircncia prejudicial do chumbo ao ambiente e a sauacutede
humana As ligas agrave base de Sn com diferentes aditivos como Ag Bi Cu In Sb e Zn satildeo
potenciais candidatos como soldas livres de chumbo As ligas Sn-Bi com baixo ponto de fusatildeo
satildeo desenvolvidas para soldar os componentes sensiacuteveis agrave elevadas temperaturas [22]
Na Figura 5 apresenta-se o diagrama de fases do sistema Bi-Ni [23] Verifica-se que a
temperatura de fusatildeo do composto Bi3Ni em funccedilatildeo da maior quantidade de bismuto eacute menor
que a do composto BiNi
Figura 5 Diagrama de Fases Bi-Ni [23]
15
22 Estruturas Cristalinas
A estrutura dos materiais soacutelidos eacute resultado da natureza de suas ligaccedilotildees quiacutemicas a
qual define a distribuiccedilatildeo espacial de seus aacutetomos iacuteons ou moleacuteculas Parte dos materiais
comumente aplicados na engenharia exibe um arranjo geomeacutetrico de seus aacutetomos bem definido
constituindo assim uma estrutura cristalina Os materiais cristalinos independentemente do tipo
de ligaccedilatildeo que possuem satildeo aqueles que apresentam estrutura atocircmica tridimensional perioacutedica
de longo alcance
A partir da definiccedilatildeo de estrutura cristalina como sendo um conjunto de posiccedilotildees
atocircmicas iocircnicas ou moleculares repetitivas pode-se descrever o cristal partindo-se de uma
estrutura baacutesica que se repete ao longo de toda estrutura Essa estrutura denominada ceacutelula
unitaacuteria pode ser definida como a menor porccedilatildeo do cristal que ainda conserva as propriedades
originais dele Para definir a ceacutelula unitaacuteria adota-se valores especiacuteficos que satildeo associados agraves
unidades de medidas dos eixos de referecircncia e aos acircngulos entre esses eixos definidos como
paracircmetros de rede
Define-se entatildeo os sistemas cristalinos que incluem todas as possiacuteveis geometrias de
divisatildeo do espaccedilo por superfiacutecies planas continuas Soacute existem 7 tipos de sistemas cristalinos
que preenchem totalmente o espaccedilo Entretanto os sistemas cristalinos satildeo apenas entidades
geomeacutetricas Quando ldquocoloca-serdquo aacutetomos dentro desses sistemas formam-se redes
cristalinas[24]
Em 1848 o francecircs August Bravais demonstrou ser possiacutevel geometricamente a
construccedilatildeo de 14 tipos de ceacutelulas unitaacuterias isto eacute todas as redes cristalinas possiacuteveis podem
ser geradas por 14 tipos de ceacutelulas Essas redes satildeo chamadas redes de Bravais
Na Figura 6 pode-se identificar os 7 tipos de sistemas cristalinos (cuacutebico tetragonal
ortorrocircmbico romboeacutedrico monocliacutenico hexagonal e tricliacutenico) e as configuraccedilotildees possiacuteveis
para esses sistemas formando as 14 redes de Bravais [24]
16
Figura 6 As 14 redes de Bravais [24]
Os cristais podem ser classificados segundo os grupos pontuais de operaccedilotildees de simetria
que une suas faces Os grupos pontuais ou classes cristalinas representam a simetria ou
combinaccedilotildees de simetria que levam a um padratildeo de repeticcedilatildeo distinto Toda e qualquer
moleacutecula pode ser classificada em um dos 32 grupos pontuais possiacuteveis
Os 32 grupos pontuais possiacuteveis satildeo formados pelos 10 elementos baacutesicos de simetria e
mais 22 combinaccedilotildees entre estes Apenas 22 combinaccedilotildees satildeo possiacuteveis pois muitas levam a
repeticcedilotildees de simetria e outras satildeo incompatiacuteveis com a simetria cristalina ou seja os elementos
de simetria natildeo podem ser combinados arbitrariamente [24]
17
Uma vez que as operaccedilotildees de simetria de cada um dos 32 grupos pontuais
cristalograacuteficos satildeo aplicadas as 14 redes de Bravais tem-se 230 grupos espaciais que
descrevem de maneira uniacutevoca todo o arranjo de objetos idecircnticos dispostos num reticulo
perioacutedico infinito
23 Siacutentese Mecacircnica
Do ponto de vista termodinacircmico um cristal perfeito (um soacutelido livre de defeitos
estruturais fora do equiliacutebrio) eacute o soacutelido que apresenta a menor energia livre de Gibbs e suas
propriedades fiacutesicas satildeo bem determinadas Poreacutem na natureza eacute difiacutecil encontrar cristais livres
de defeitos Esses somente satildeo sintetizados em laboratoacuterios sob condiccedilotildees extremamente
controladas Eacute conhecido que as propriedades fiacutesicas de cristais possuindo defeitos apresentam
desvios em relaccedilatildeo agraves medidas para os cristais perfeitos Esses desvios satildeo tatildeo maiores quanto
maior for a concentraccedilatildeo de defeitos Uma variaccedilatildeo tambeacutem eacute verificada na energia livre de
Gibbs pois sabe-se que centros de defeitos armazenam energia em soacutelidos [2]
A siacutentese mecacircnica (SM) eacute uma teacutecnica de moagem de um mono poacute ou de uma mistura
de dois ou mais poacutes de um composto Eacute comum encontrar na literatura outro termo utilizado
para designar o tratamento de partiacuteculas em poacute no moinho de alta energia Normalmente
associa-se o termo siacutentese mecacircnica ou Mechanical Alloying (MA) ao processo no qual a
mistura de poacutes eacute moiacuteda em conjunto onde a transferecircncia de material que estaacute envolvida tem o
objetivo de se obter uma liga homogecircnea Por outro lado a moagem de poacutes tais como metais
puros onde a transferecircncia de material natildeo eacute necessaacuteria para a homogeneizaccedilatildeo denomina-se
simplesmente moagem mecacircnica ou Mechanical Milling (MM) [9]
De maneira praacutetica pode-se descrever o processo de siacutentese mecacircnica como a
colocaccedilatildeo da amostra no recipiente especiacutefico (normalmente chamado de jarro de moagem)
juntamente com esferas (preferencialmente do mesmo material que o recipiente) a realizaccedilatildeo
da selagem do recipiente para alguns materiais com o intuito de evitar a oxidaccedilatildeo ou ateacute
mesmo contaminaccedilatildeo realiza-se esse procedimento em um ambiente fechado (glove box) com
um gaacutes inerte e finalizando o processo tem-se a fixaccedilatildeo do recipiente no moinho e o iniacutecio do
processo de moagem [9]
18
Pode-se dividir fisicamente o processo de siacutentese mecacircnica de materiais em 4 estaacutegios
bem distintos [25]
I - Estaacutegio inicial as partiacuteculas satildeo deformadas plasticamente assumindo uma forma achatada
A ductilidade do material e energia fornecida no processo de moagem refletem diretamente na
intensidade dessa alteraccedilatildeo O acreacutescimo da aacuterea de superfiacutecie aumenta progressivamente a
probabilidade de soldagem a frio dessas partiacuteculas gerando um aumento do tamanho meacutedio da
partiacutecula
II ndash Segundo Estaacutegio as partiacuteculas satildeo soldadas a frio e requebradas favorecendo a formaccedilatildeo
de um poacute muito fino Eacute neste estaacutegio que ocorre tambeacutem a formaccedilatildeo de partiacuteculas compostas
denominadas de agregados Com o acuacutemulo de deformaccedilatildeo plaacutestica haacute um aumento do
encruamento e da resistecircncia mecacircnica das partiacuteculas Essa situaccedilatildeo aumenta a probabilidade
de fratura das partiacuteculas ou agregados
III ndash Terceiro Estaacutegio nesta fase um certo ldquoequiliacutebriordquo entre os processos de fratura e de
soldagem a frio eacute alcanccedilado Observa-se tambeacutem que as partiacuteculas alcanccedilam um tamanho fixo
Entretanto a energia livre de Gibbs continua a aumentar ateacute alcanccedilar uma saturaccedilatildeo
IV ndash Quarto Estagio eacute caracterizado pelo refinamento da microestrutura desses agregados
Na Figura 7 estatildeo ilustrados os quatro estaacutegios do processo de Siacutentese Mecacircnica
Figura 7 Representaccedilatildeo das fases presentes no processo de SM [25]
19
Eacute bem conhecido que a natureza procura estados fiacutesicos com a menor variaccedilatildeo da
energia livre de Gibbs Assim as substacircncias sob moagem mecacircnica podem ser transformadas
em novas substacircncias ou mudarem de fases cristalograacuteficas visando alcanccedilar esses estados de
menor energia Sabe-se que tais mudanccedilas envolvem determinados mecanismos fiacutesicos como
por exemplo difusatildeo atocircmica atraveacutes de contornos de gratildeos Os mecanismos fiacutesicos envolvidos
no processo SM ainda natildeo satildeo completamente entendidos [9]
Do ponto de vista estrutural cada poacute constituindo a mistura pode ser visto como sendo
formado por duas componentes uma cristalina que eacute sua estrutura cristalograacutefica original e
outra formada pelos centros de defeitos que eacute chamada de componente interfacial Em geral
nos materiais nanoestruturados a componente interfacial ou contornos de gratildeo podem
corresponder a ateacute 50 do volume do material [10]
A Figura 8 ilustra esquematicamente os cristalitos formado por ciacuterculos pretos e o
contorno de gratildeo por ciacuterculos brancos
Figura 8 Modelo de um material nanomeacutetrico Os ciacuterculos pretos e brancos representam
respectivamente a componente cristalina e a interfacial [10]
Embora a sistemaacutetica de preparaccedilatildeo e execuccedilatildeo da SM pareccedila ser simples o processo
possui diversas variaacuteveis que satildeo determinantes na qualidade e nas caracteriacutesticas do produto
final
A dimensatildeo das esferas utilizadas no processo interfere na eficiecircncia de moagem
Esferas grandes otimizam o processo desde que associadas a uma velocidade que permita a
20
transferecircncia da energia de impacto as partiacuteculas do poacute Aleacutem da dimensatildeo a massa das esferas
tambeacutem influencia no resultado final
A BPR (ball-to-powder weight ratio) ou razatildeo entre a massa das esferas e a massa do
poacute possui um efeito significante no tempo necessaacuterio para alcanccedilar uma fase particular na
amostra que estaacute sendo moiacuteda A BPR eacute inversamente proporcional ao tempo exigido na
moagem os valores de BPR podem variar de 11 ateacute valores de 220 1 Contudo BPR muito
grande pode gerar reaccedilotildees indesejaacuteveis como aumento na geraccedilatildeo de calor o que afetaria a
constituiccedilatildeo do poacute [2627]
A velocidade de rotaccedilatildeo do moinho estaacute diretamente associada agrave energia aplicada
atraveacutes de colisotildees das esferas com a amostra assim como na temperatura de processo da SM
Cada moinho possui uma velocidade criacutetica que define a otimizaccedilatildeo do desempenho do
processo Dessa forma deve-se analisar o quanto pode ser vantajoso ou prejudicial uma
temperatura elevada durante o processo da SM
Em alguns casos onde a difusatildeo eacute exigida para promover a homogeneizaccedilatildeo eou fusatildeo
do poacute pode ser vantajosa a elevaccedilatildeo da temperatura Poreacutem em outros casos o aumento da
temperatura pode acelerar o processo de transformaccedilatildeo e resultar na decomposiccedilatildeo de soluccedilotildees
soacutelidas supersaturadas ou outras fases metaestaacuteveis formadas durante a moagem tornando-se
uma desvantagem [26 27]
O paracircmetro mais importante para otimizaccedilatildeo do processo de siacutentese mecacircnica eacute a
determinaccedilatildeo do tempo de execuccedilatildeo Normalmente o tempo de moagem eacute escolhido com o
propoacutesito de conseguir um estado intermediaacuterio entre os estados de fratura e a fusatildeo a frio das
partiacuteculas do poacute A determinaccedilatildeo do tempo seraacute feita com base em vaacuterios paracircmetros como os
anteriormente mencionados Por isso eacute importante considerar que o niacutevel de contaminaccedilatildeo
pode aumentar e algumas fases indesejaacuteveis podem ser formadas quando o poacute eacute moiacutedo por
tempos maiores que o necessaacuterio [27]
A descriccedilatildeo das variaacuteveis adotadas durante o processo de SM eacute fundamental para
garantir a reprodutibilidade bem como para o estudo das influencias que cada paracircmetro pode
exercer sobre as caracteriacutesticas da amostra apoacutes o termino do processo [282930]
Assim apresenta-se na tabela 1 os principais paracircmetros relacionados a
reprodutibilidade do processo de siacutentese mecacircnica
21
Tabela 1 Principais variaacuteveis envolvidas no processo de siacutentese mecacircnica
24 Difraccedilatildeo de Raios X
A difraccedilatildeo de Raios X (DRX) eacute uma teacutecnica poderosa utilizada principalmente quando
se deseja realizar a caracterizaccedilatildeo estrutural de materiais Entretanto sua aplicaccedilatildeo eacute bem mais
ampla e versaacutetil sendo utilizada tambeacutem em aacutereas como a fiacutesica quiacutemica geologia
biotecnologia
Os raios X possuem energia suficiente para penetrarem nos soacutelidos e dessa forma se
mostram apropriados para investigarem estruturas internas Pode-se gerar raios X em
laboratoacuterio tanto pela desaceleraccedilatildeo dos eleacutetrons num alvo metaacutelico quanto pela excitaccedilatildeo dos
eleacutetrons dos aacutetomos alvo O primeiro processo fornece um espectro continuo e largo o segundo
fornece linhas acentuadas no espectro O meacutetodo normalmente utilizado nos equipamentos de
laboratoacuterio consiste em gerar os raios X fazendo com que um eleacutetron de alta energia gerado no
caacutetodo do tubo catoacutedico colida com um alvo metaacutelico acircnodo [31]
O feixe de raios X possui comprimento de onda (λ) caracteriacutestico que varia de acordo
com o material do acircnodo Para aplicaccedilotildees em cristalografia os comprimentos de onda mais
utilizados variam de 05 a 25 Ǻ Tal fato se justifica em virtude da proximidade desses valores
as menores distancias interatocircmicas observadas em materiais orgacircnicos e inorgacircnicos
PARAcircMETROS ENVOLVIDOS NO PROCESSO
1 Tipo de moinho usado
2 Tipo e material dos recipientes de moagem
3 Velocidade de moagem
4 Tempo de moagem
5 A BPR
6 Atmosfera de moagem
7 Agentes de controle de processo
8 Temperatura de moagem
22
O processo fiacutesico de espalhamento de difraccedilatildeo de raios X eacute o espalhamento elaacutestico dos
foacutetons pelos aacutetomos do material analisado que estatildeo dispostos na rede cristalina O
espalhamento ocorre quando o feixe de raios X atinge as nuvens eletrocircnicas que formam os
planos de um soacutelido cristalino em um determinado acircngulo onde uma porccedilatildeo da radiaccedilatildeo eacute
espalhada pela camada de aacutetomos superficiais e a outra parte do feixe natildeo espalhada penetra
na segunda camada de aacutetomos onde outra fraccedilatildeo eacute espalhada e o restante passa para terceira
camada e assim sucessivamente [3132] Pode-se observar uma representaccedilatildeo desse fenocircmeno
na Figura 9
Figura 9 Representaccedilatildeo geomeacutetrica da Lei de Bragg [28]
A teoria baacutesica que define o estudo de materiais cristalinos por difraccedilatildeo de raios X
baseia-se no princiacutepio de que as distribuiccedilotildees espaciais dos eleacutetrons no material definem
diferentes planos atocircmicos portanto esses planos atocircmicos espalham os raios X ndash vistos como
ondas ndash causando interferecircncia construtiva e destrutiva que se manifestam no padratildeo de raios
X como maacuteximos e miacutenimos respectivamente [33]
A ocorrecircncia de maacuteximos e miacutenimos pode ser explicada utilizando-se a Lei de Bragg
Utilizando o auxiacutelio geomeacutetrico da Figura 9 pode-se verificar que o caminho oacutetico percorrido
pelos raios X incidentes no primeiro plano do material eacute diferente do caminho percorrido pelos
feixes refratados no segundo plano A diferenccedila de caminho (δ) pode ser descrita como
δ = 2dhkl119904119890119899120579 (1)
Essa diferenccedila de percurso gera uma diferenccedila de fase (∆120593) entre as ondas refletidas que pode
ser expressa por
23
∆120593 = 2120587 δλfrasl (2)
onde λ eacute o comprimento de onda do feixe de raios X incidente Para um cristal perfeito e infinito
haveraacute interferecircncia construtiva somente quando δ = nλ onde n eacute um nuacutemero inteiro
Dessa forma a condiccedilatildeo para ocorrecircncia de interferecircncia construtiva pode ser expressa como
2119889ℎ119896119897119904119890119899120579 = 119899 λ (3)
Essa relaccedilatildeo eacute conhecia como a Lei de Bragg
Desse modo se o cristal for rotacionado cada conjunto de planos iraacute difratar a radiaccedilatildeo
quando o valor de 2dsenθ satisfizer a equaccedilatildeo Assim os dados de difraccedilatildeo satildeo coletados para
o cristal como um todo O arranjo de feixes difratados considerados em conjunto eacute
denominado padratildeo de difraccedilatildeo de cristal Se o material analisado estiver na forma de um poacute
de pequenos cristalitos aleatoriamente arranjados cada cristalito iraacute produzir seu proacuteprio padratildeo
de difraccedilatildeo [34]
Um ponto importante a ser considerado eacute que a intensidade determinada
experimentalmente definida como a intensidade total de cada difraccedilatildeo e que corresponde as
aacutereas delimitadas pelas respectivas curvas eacute maior que a prevista pela Lei de Bragg Tal
diferenccedila entre o padratildeo real e o previsto por Bragg reside no fato de o cristal natildeo ser perfeito
e nem infinito aleacutem dos feixes de raios X natildeo serem totalmente monocromaacuteticos e a radiaccedilatildeo
incidente natildeo corresponder a feixes perfeitamente paralelos Por tudo isso ao se observar um
padratildeo de raios X verifica-se que os picos possuem a forma de uma funccedilatildeo Gaussiana e natildeo a
de uma funccedilatildeo delta como previsto pela lei de Bragg Assim para valores ligeiramente
diferentes dos acircngulos de Bragg ocorreraacute tambeacutem difraccedilatildeo [35]
Se o material analisado for um liacutequido ou um soacutelido natildeo cristalino (amorfo) o padratildeo
obtido se caracteriza por uma quase completa ausecircncia de periodicidade uma certa ordem
apenas a pequenas distacircncias (de curto alcance) e uma preferecircncia estatiacutestica para uma distacircncia
interatocircmica particular Como consequecircncia os padrotildees tendem a possuir apenas um ou dois
picos alargados
Na Figura 10 ilustra-se as diferenccedilas tiacutepicas observadas nos padrotildees de difraccedilatildeo para
amostras de um cristal perfeito (A) um cristal real (B) e um liquido ou material amorfo (C)
24
Figura 10 Padratildeo de difraccedilatildeo para Cristal perfeito cristal real e liquido ou amorfo respectivamente
O estudo da direccedilatildeo e da intensidade do feixe difratado eacute importante pois permite obter
conclusotildees sobre o fator de estrutura de materiais cristalinos e de materiais amorfos As
intensidades relativas da difraccedilatildeo de estruturas cristalinas dependem do conteuacutedo da ceacutelula
unitaacuteria quanto ao nuacutemeros de eleacutetrons nos aacutetomos posiccedilotildees atocircmicas e da distribuiccedilatildeo
eletrocircnica nos aacutetomos Tem-se entatildeo o fator de estrutura que estaacute diretamente relacionado com
a intensidade das ondas espalhadas no fenocircmeno de difraccedilatildeo em materiais
241 Difratocircmetro
O difratocircmetro eacute constituiacutedo basicamente por um tubo de raios X um porta amostra
onde se incide a radiaccedilatildeo e um detector moacutevel Nos equipamentos modernos a geometria de
Bragg-Brentano se manteacutem com a diferenccedila de que a amostra permanece na posiccedilatildeo horizontal
podendo se movimentar apenas quando se utiliza um sistema de rotaccedilatildeo horizontal sobre o eixo
da amostra Nessa geometria um feixe de radiaccedilatildeo monocromaacutetica incide na amostra em forma
de poacute rotacionada de um acircngulo θ enquanto os dados satildeo coletados por um detector que se
move de 2θ [3637]
Uma representaccedilatildeo esquemaacutetica do funcionamento de um difratocircmetro pode ser vista
na Figura 11 Neste esquema verifica-se que o feixe de Raios X gerado pela fonte (A) sai do
tubo passando pela janela de beriacutelio em forma de uma linha O mesmo passa pela fenda soller
de placas paralelas passando em seguida pela fenda divergente e pela maacutescara que controlam
25
a aacuterea dos Raios X que incidem sobre a amostra (B) O feixe difratado passa pelas fendas anti-
espalhamento de recebimento e soller incidindo no detector (C) apoacutes passar por um
monocromador [353637]
Figura 11 Representaccedilatildeo esquemaacutetica de um Difratocircmetro [35]
As fendas soller tecircm como funccedilatildeo diminuir a divergecircncia axial de um feixe de raios X
A fenda divergente eacute utilizada para limitar a divergecircncia lateral do feixe de raios X de modo
que a superfiacutecie da amostra receba o maacuteximo possiacutevel da radiaccedilatildeo e ao mesmo tempo a
irradiaccedilatildeo do porta amostra seja evitada A maacutescara tem a funccedilatildeo de limitar a aacuterea linear
iluminada sobre a amostra [3839]
O feixe difratado eacute normalmente expresso atraveacutes de picos que se destacam do
background (ou linha de base) registrados num difratograma de intensidade versus o acircngulo
2θ As intensidades obtidas em acircngulos 2θ representadas atraveacutes dos picos nos difratogramas
correspondem agrave difraccedilatildeo do feixe incidente por um determinado conjunto de planos do cristal
que possuem mesma distacircncia interplanar cada qual com iacutendices de Miller hkl (reflexotildees hkl)
A intensidade a posiccedilatildeo angular (2θ) ou distacircncia interplanar (d) e o perfil satildeo as informaccedilotildees
obtidas de cada pico Cada composto cristalino apresenta um padratildeo difratomeacutetrico
caracteriacutestico permitindo sua identificaccedilatildeo atraveacutes das posiccedilotildees angulares e intensidades
relativas dos picos difratados [3639]
Na tabela 2 apresentam-se alguns fatores instrumentais e seus efeitos sobre as posiccedilotildees
forma e larguras dos picos de difraccedilatildeo [414243]
26
Tabela 2 Relaccedilatildeo entre os fatores instrumentais e os efeitos sobre os picos de DRX
25 Meacutetodo de Rietveld
O fiacutesico holandecircs Hugo M Rietveld desenvolveu em 1969 um meacutetodo para refinar
estruturas cristalinas a partir de modelos teoacutericos e de padrotildees de raios X (DRX) ou de necircutrons
[44 45]
O modelo matemaacutetico utilizado no Meacutetodo de Rietveld (MR) refina os perfis teoacutericos
dos picos de difraccedilatildeo de forma que estes perfis se aproximem dos perfis medidos O refinamento
possibilita determinar as propriedades cristalograacuteficas do material analisado como por
exemplo orientaccedilotildees preferenciais (textura) em alguns casos o tamanho meacutedio e a
microdeformaccedilatildeo de cristalitos e as dimensotildees da cela unitaacuteria [44]
Para executar o refinamento de estruturas o MR faz comparaccedilotildees do perfil real de uma
amostra (o observado ou experimental) com espectros teoacutericos calculados a partir de misturas
hipoteacuteticas de fases (o calculado) Compara-se pontualmente os valores obtidos atraveacutes da
diferenccedila entre as intensidades
Os valores satildeo ajustados utilizando-se o meacutetodo dos miacutenimos quadrados ateacute se
conseguir a melhor concordacircncia possiacutevel do padratildeo experimental com o calculado [46]
A diferenccedila entre as intensidades isto eacute a quantidade minimizada no refinamento eacute dada
pela seguinte expressatildeo
Sy = sum 120596119894(119910119894 minus 119910119888119894)2
119894 (4)
FATOR INSTRUMENTAL EFEITO SOBRE O PICO
Alinhamento e colimaccedilatildeo do feixe Afeta na largura e simetria dos picos
Excentricidade da amostra Influecircncia a largura e posiccedilatildeo dos picos
Planaridade da superfiacutecie da
amostra Produz assimetria dos picos em baixos acircngulos
Absorccedilatildeotransparecircncia da amostra Causa deslocamento dos picos alargamento e assimetria
principalmente em amostras com coeficientes de absorccedilatildeo
Tamanho das partiacuteculas e micro
deformaccedilatildeo da rede Causa variaccedilatildeo na largura e forma dos picos
27
Onde 120596119894 representa a intensidade observada no i-eacutesimo ponto (sendo expresso por 120596119894 =
1 119910119894frasl ) e 119910119894 representa a intensidade observada e 119910119888119894 a intensidade calculada [46]
As medidas precisas de intensidades dadas em intervalos de 2θ o incremento de 2θ
constante um modelo inicial proacuteximo a estrutura real da amostra satildeo alguns requisitos que
devem ser analisados antes de se iniciar o refinamento
Deve-se ficar claro que o MR natildeo se trata de um software os programas satildeo utilizados
para realizar os caacutelculos matemaacuteticos requeridos pelo meacutetodo Existem diversos programas
computacionais que usam o MR dentre eles o pacote de programas GSAS (General Structure
Analysis System) [47] e o EXPGUI [48]
Para se descrever o formato dos picos de DRX de materiais nanoestruturados
recomenda-se utilizar a funccedilatildeo perfil pseudo-Voigt de Thompson-Cox-Hasting modificada
(funccedilatildeo de perfil CW 4 no pacote GSAS [47]) que considera o modelo anisotroacutepico de Stephens
e efeitos de textura [4950]
Nesta funccedilatildeo de perfil a largura a meia altura (FWHM) das partes gaussiana (ΓG) e
Lorentziana (ΓL) eacute expressa da seguinte forma
Γ119866 = [(119880 + (1 minus 120578)2119889ℎ1198961198974 Γ119878
2(ℎ119896119897))1199051198861198992120579 + 119881119905119886119899120579 + 119882 +119875
1198881199001199042120579]
12
(5)
e
Γ119871 = 120578119889ℎ1198961198972 Γ119878(ℎ119896119897) 119905119886119899120579 +
119883+119883119890119888119900119904120601
119888119900119904120579 (6)
Onde dhkl eacute a distacircncia entre os planos da rede e θ eacute o acircngulo de Bragg Na parte gaussiana os
paracircmetros V e W dependem dos instrumentos Os paracircmetros P e o termo X + Xecosφ
descrevem respectivamente as contribuiccedilotildees Gaussianas e Lorentzianas para o tamanho de
cristalito Os paracircmetros P e X correspondem ao tamanho de cristalito isotroacutepico enquanto Xe
expressa efeitos de tamanho de cristalito anisotroacutepicos φ eacute o acircngulo entre o vector de reflexatildeo
e o seu respectivo eixo de ampliaccedilatildeo
O paracircmetro de tensatildeo isotroacutepica U e o paracircmetro de tensatildeo anisotroacutepica ΓS (hkl)
expressam o alargamento de pico causado por deformaccedilotildees na rede cristalina ΓS (hkl) eacute uma
28
funccedilatildeo do alargamento (hkl) e depende da simetria de cristal [4950] O paracircmetro η eacute um
coeficiente de mistura que determina as contribuiccedilotildees do alargamento gaussiano (η = 0) e
Lorentziano (η = 1)
O tamanho de cristalito aparente pode ser determinado pela formula de Scherrer
Considerando o refinamento de todos esses paracircmetros para ajustar as larguras de linha e
assumindo que a contribuiccedilatildeo da distribuiccedilatildeo de tamanho de cristalitos eacute anisotroacutepica isto eacute
fazendo P = 0 na equaccedilatildeo 5 pode-se calcular o tamanho de cristalito (lang119889rang) pela seguinte foacutermula
[52]
lang119889rang =(18000119870120582)
119871119909120587 (7)
Considerando tambeacutem que as microtensotildees satildeo isotroacutepicas e fazendo ΓS (hkl) =0 na
equaccedilatildeo 6 pode-se calcular seu percentual pela foacutermula contida no Manual do GSAS [52]
assim a microdeformaccedilatildeo (ε) pode ser expressa por
120576 =120587
18000radic(81198971198992)(119866119880 minus 119866119880119900)100 (8)
Onde GUo eacute o valor previamente obtido do material padratildeo utilizado na calibraccedilatildeo do
equipamento Os valores obtidos para a amostra padratildeo satildeo considerados como iniciais para
paracircmetros ajustaacuteveis e mantidos fixos para os demais durante o ajuste de difratogramas de
amostras em estudo [53]
Durante o refinamento pelo meacutetodo de Rietveld um conjunto de paracircmetros varaacuteveis eacute
calculado e refinado em relaccedilatildeo aos dados digitalizados do difratograma abaixo apresenta-se
um breve detalhamento desses paracircmetros [414243]
29
1- Fator de escala corresponde agrave correccedilatildeo de proporcionalidade entre o padratildeo
difratomeacutetrico calculado e o observado
2- Linha de base (background) eacute corrigida a partir de dados coletados no proacuteprio
difratograma e da interpolaccedilatildeo entre estes pontos Eacute importante conhecer o
comportamento da linha de base jaacute que esta fornece informaccedilotildees a respeito da presenccedila
de fases amorfas na amostra e pode ser incluiacuteda em uma rotina de quantificaccedilatildeo das
fases envolvidas
3- Perfil de pico conjunto de funccedilotildees analiacuteticas em que se modelam efeitos relacionados
ao perfil Algumas equaccedilotildees analiacuteticas satildeo propostas para corrigir estes efeitos como
as equaccedilotildees Gaussiana Lorentziana e de assimetria
4- Paracircmetros da ceacutelula Podem ser corrigidos pela Lei de Bragg (nλ=2dsenθ) onde o
espaccedilamento d estaacute relacionado aos iacutendices de Miller e portanto aos paracircmetros de
ceacutelula (a b c α β γ) A indexaccedilatildeo dos picos eacute feita levando-se em conta os paracircmetros
da ceacutelula e a intensidade calculada o que mostra certa vantagem em relaccedilatildeo a teacutecnicas
convencionais pois todos os paracircmetros que influenciam na discrepacircncia dos valores
de d satildeo refinados conjuntamente com os das intensidades
5- Fator de estrutura os paracircmetros variaacuteveis deste fator satildeo posiccedilotildees atocircmicas fatores
de temperatura isotroacutepicos ou anisotroacutepicos e o nuacutemero de ocupaccedilatildeo
6- Deslocamento paracircmetros de correccedilatildeo dos deslocamentos devido agrave fuga do ponto focal
da oacuteptica do difratocircmetro
7- Orientaccedilatildeo preferencial correccedilatildeo de problemas gerados na preparaccedilatildeo de amostra
Trabalhos da literatura mostram que a reduccedilatildeo computacional da orientaccedilatildeo preferencial
tem eficiecircncia limitada daiacute a preocupaccedilatildeo em controlar este efeito durante a preparaccedilatildeo
da amostra
30
251 Iacutendices de avaliaccedilatildeo da qualidade do refinamento
A qualidade do refinamento deve ser verificada atraveacutes de indicadores estatiacutesticos
numeacutericos que satildeo utilizados durante o processo iterativo (caacutelculos) e apoacutes o teacutermino deste
para aferir se o refinamento estaacute se procedendo de modo satisfatoacuterio [46]
Os refinamentos realizados no software GSAS [47] devem ser acompanhados no que
diz respeito a convergecircncia ao miacutenimo global por iacutendices de confiabilidade para julgar a
qualidade dos mesmos dentre eles o Rwp (R ponderado) e o 1205362 chamado de ldquogoodnees of fit
os quais estatildeo relacionados com o perfil do difratograma [46]
O Rwp eacute expresso por
119877119908119901 = ( radicsum 120596119894(119910119894minus 119910119888119894)2
119894
sum 120596119894(119910119894)2119894
) 119909 100 (9)
O denominador do Rwp eacute a funccedilatildeo de minimizaccedilatildeo (equaccedilatildeo 4) Esse eacute o iacutendice que deve
ser analisado para verificar se o refinamento estaacute convergindo Se o valor de Rwp estaacute
diminuindo entatildeo o refinamento estaacute sendo bem-sucedido Bons refinamentos fornecem
valores de Rwp da ordem de 2 a 10 tipicamente se encontram entre 10 e 20 [46]
O Rexp eacute o valor estatisticamente esperado sendo expresso conforme [54]
119877119890119909119901 = [(119873minus119875)
sum 119908119894(119910119894(119900119887119904))sup2]
12frasl
(10)
Por sua vez o 1205362 eacute definido como
1205942 = 119877119908119901
119877119890119909119901 (11)
Trata-se de um iacutendice frequentemente utilizado estando relacionado agrave qualidade do
ajuste entre o difratograma calculado e o observado Espera-se que seu valor seja equivalente a
10 em um refinamento perfeito sendo que na praacutetica valores em torno de 50 caracterizam
refinamentos otimizados [43] O Rexp utilizado para se determinar o valor de 1205362 eacute o valor
estatisticamente esperado para o Rwp
31
252 GSAS-EXPGUI
O diagrama de blocos da Figura 12 descreve os procedimentos a serem seguidos para se
iniciar um refinamento no software EXPGUI [48]
Figura 12 Diagrama de blocos com ordem dos procedimentos para iniacutecio do refinamento no EXPGUI
Iniciar o programa
Adicionar as fases
Inserir o Difratograma Experimental
Inserir o arquivo PRM
Escolha da funccedilatildeo de background
powpref
genles
Abertura do programa com criaccedilatildeo de um novo arquivo referente ao
refinamento que seraacute iniciado
A adiccedilatildeo das fases presentes na amostra normalmente utiliza-se arquivos
com as informaccedilotildees cristalograacuteficas com a extensatildeo cif
Insere-se o arquivo contendo o difratograma experimental (com a extensatildeo
gsas)
Inserir o PRM O arquivo PRM conteacutem informaccedilotildees instrumentais do
difratocircmetro utilizado como por exemplo o nome do difratocircmetro o
comprimento de onda da radiaccedilatildeo utilizada a polarizaccedilatildeo e os paracircmetros de
perfil relacionados ao alargamento instrumental
O passo seguinte eacute a escolha da funccedilatildeo de background e o nuacutemero de termos
que se iraacute utilizar O programa dispotildee de 8 tipos de funccedilotildees background Na
sequecircncia deve-se escolher a funccedilatildeo de perfil que iraacute modelar os picos de
difraccedilatildeo O GSAS possui cinco funccedilotildees Nesse trabalho utilizou-se a funccedilatildeo
nuacutemero 4
Preparar e carregar os dados
Prepara para rodar os ciclos de refinamento
32
Concluiacutedo os processos descritos na Figura 12 inicia-se o refinamento dos paracircmetros
vale ressaltar que a utilizaccedilatildeo da funccedilatildeo perfil pseudo-Voigt de Thompson-Cox-Hasting
modificada embora seja mais interessante para refinamentos de estruturas ela pode apresentar
alguma complicaccedilatildeo devido agrave grande quantidade de paracircmetros altamente correlacionados (GU
GV GW GP LX) que tornam a convergecircncia um desafio agrave paciecircncia
Entretanto a sua aplicaccedilatildeo pode ser significativamente simplificada se um refinamento
preacutevio de uma amostra padratildeo for realizado e os paracircmetros instrumentais obtidos forem
usados como paracircmetros iniciais para o refinamento do material desejado [46]
Na Figura 13 apresenta-se um print da interface do EXPGUI Durante os procedimentos
de refinamento
Figura 13 Interface do EXPGUI para refinamento dos paracircmetros
Para refinamento dos paracircmetros o conhecimento da correlaccedilatildeo de cada fator torna mais
faacutecil o sucesso e a qualidade final do refinamento Escolhendo-se a funccedilatildeo de perfil 4 tem-se as
seguintes correlaccedilotildees mostradas na tabela 3
33
Tabela 3 Correlaccedilotildees e definiccedilotildees para as variaacuteveis envolvidas no refinamento pelo MR no EXPGUI
PARAcircMETRO CORRELACcedilAtildeO NO MODELO REFINADO
GV e GW Definem a largura da gaussiana relacionada ao alargamento instrumental
GU Define a largura da gaussiana relacionada agrave micro deformaccedilatildeo da rede
GP Define a largura da gaussiana relacionada ao tamanho de cristalito
LX Define a largura da lorentziana relacionada ao tamanho de cristalito
PTEC Avalia a anisotropia do tamanho de cristalito relacionada ao alargamento de
Lorentz
SHKL Define a micro deformaccedilatildeo da rede relacionada ao alargamento de Lorentz Seu
nuacutemero de termos depende da simetria de Laue
TRNS Descreve a profundidade de penetraccedilatildeo dos raios X em uma amostra
SHFT Determina o deslocamento em 2θ devido agrave posiccedilatildeo da amostra no porta amostra
SFEC Avalia a anisotropia quando haacute falhas de empilhamento da rede
ETA Eacute o termo de mistura entre as contribuiccedilotildees de Gauss e de Lorentz
SL e HL Satildeo termos de assimetria relacionados agrave divergecircncia axial
25 Calorimetria Diferencial de Varredura
A calorimetria diferencial de varredura (Differential Scanning Calorimetry- DSC) eacute um
meacutetodo de medida bem estabelecido e usado numa ampla escala em diferentes aacutereas de
pesquisa Com as medidas de DSC eacute possiacutevel investigar a evoluccedilatildeo teacutermica dos materiais e
tambeacutem avaliar grandezas como pureza capacidade teacutermica calor de transiccedilatildeo transiccedilotildees
viacutetreas relaxaccedilatildeo teacutermica [2]
O sistema DSC consiste na detecccedilatildeo de um sinal eleacutetrico gerado pela diferenccedila de
temperatura entre o material de referecircncia cujo comportamento com a temperatura eacute conhecido
e o material que estaacute sendo investigado (amostra) O DSC eacute um meacutetodo calorimeacutetrico no qual
satildeo medidas diferenccedilas de energia A Figura 14 ilustra a configuraccedilatildeo de um DSC
34
Figura 14 Ilustraccedilatildeo da configuraccedilatildeo de um DSC
As curvas construiacutedas com os dados DSC permitem identificar substacircncias construir
diagramas de fase aleacutem de determinar a fraccedilatildeo de cristalinidade dos materiais A amostra natildeo
inerte pode sofrer periodicamente fenocircmenos de absorccedilatildeo ou geraccedilatildeo de calor em funccedilatildeo do
tempo temperatura e posiccedilatildeo do meio Entre os processos de absorccedilatildeo de calor (endoteacutermicos)
pode-se destacar a fusatildeo a sublimaccedilatildeo a adsorccedilatildeo e entre os processos de geraccedilatildeo de calor
(exoteacutermicos) destacam-se a cristalizaccedilatildeo e a desorccedilatildeo
De acordo com o fenocircmeno ocorrido com a amostra no interior do equipamento a curva
gerada poderaacute apresentar picos endoteacutermicos ou exoteacutermicos a associaccedilatildeo dos dados com um
diagrama de fases um DRX ou outra teacutecnica poderaacute ser necessaacuterio para se extrair informaccedilotildees
consistentes A Figura 15 ilustra as possiacuteveis configuraccedilotildees encontradas em uma curva tiacutepica
de DSC
Figura 15 Representaccedilatildeo graacutefica dos padrotildees geneacutericos de picos apresentados no DSC
35
Dentre os possiacuteveis fenocircmenos apresentados por uma amostra em um DSC pode-se
obter picos exoteacutermicos ou endoteacutermicos Pode-se calcular a energia de ativaccedilatildeo (Ea) necessaacuteria
para promover a cristalizaccedilatildeo ou a nucleaccedilatildeo de uma fase Para tanto eacute necessaacuterio conhecer
valores de temperaturas de pico de cristalizaccedilatildeo (Tc) medidas para diferentes taxas de
aquecimento constantes (τ) e aplicar esses valores na equaccedilatildeo de Kissinger mostrada abaixo
[2]
119897119899 (τ
1198791198882) = minus
119864119886
119877119879119888+ 119888 (12)
onde R = 831 Jmol K eacute a constante molar dos gases e c eacute uma constante arbitraria
36
3 PROCEDIMENTOS EXPERIMENTAIS
31 Produccedilatildeo da Amostra
Para produccedilatildeo da amostra de Bi3Ni utilizou-se a formula AxBy onde x + y =100 e as
relaccedilotildees abaixo descritas as quais permitem encontrar os valores em fraccedilatildeo da massa de cada
componente
119872119879119900119905119886119897 = (119909
119909+119910) 119872119860 + (
119910
119909+119910) 119872119861
119876119860 = (119909
119909+119910)
119872119860
119872119879119874119879119860119871 e (13)
119876119861 = (119910
119909 + 119910)
119872119861
119872119879119874119879119860119871
onde MTotal = massa total a ser pesada MA = massa do elemento A (constante na Tabela
Perioacutedica) MB = massa do elemento B (constante na Tabela Perioacutedica) QA = fraccedilatildeo da massa
do elemento A a ser pesada e QB = fraccedilatildeo da massa do elemento B a ser pesada
Considerando-se as relaccedilotildees acima a amostra composta pelos elementos quiacutemicos
Niacutequel (Ni) e Bismuto (Bi) foi produzida com a massa total de 3 gramas sendo 026 gramas
de Ni (Alfa Aesar com 9995 de pureza e com tamanho de partiacutecula de minus100 mesh) e 274
gramas de Bi (Alfa Aesar com 9995 de pureza e com tamanho de partiacutecula de minus100 mesh)
Para pesagem foi utilizada a balanccedila eletrocircnica de alta precisatildeo (001mg) SHIMADZU modelo
(AUW220D)
32 Siacutentese Mecacircnica
Apoacutes a preparaccedilatildeo da amostra iniciou-se a fase da moagem mecacircnica Para tal utilizou-
se o moinho High Energy Ball Mill Emax da Retsch pertencente ao Laboratoacuterio de Siacutentese e
Caracterizaccedilatildeo de Nanomateriais (LSCN) do IFAM O moinho Emax combina vantagens de
diversos tipos de moinho tais como impacto de alta frequecircncia (moinho oscilante) atrito
37
intenso (moinho oscilante de discos) e movimentos rotativos controlados do vaso de moagem
(moinho de bolas planetaacuterio) o que proporciona um oacutetimo desempenho [55]
Na Figura 16 satildeo mostradas as imagens do moinho na imagem agrave esquerda observa-se a posiccedilatildeo
de fixaccedilatildeo dos dois jarros de moagem
Figura 16 Moinho High Energy Ball Mill Emax
Os suportes de cada vaso satildeo afixados sobre dois discos que giram no mesmo sentido
movendo assim os vasos por uma trajetoacuteria circular sem que estes modifiquem sua orientaccedilatildeo
A accedilatildeo combinada da geometria dos vasos e da mecacircnica do movimento gera um forte atrito
entre as bolas a amostra e as paredes do vaso bem como uma elevada aceleraccedilatildeo que lanccedila as
bolas com forte impacto contra a amostra junto agraves paredes do vaso Disso resulta uma melhor
mistura das partiacuteculas e uma menor granulometria final [55]
O moinho possui um sistema de resfriamento por aacutegua permitindo que a elevada
aplicaccedilatildeo de energia possa ser aproveitada com eficiecircncia no processo de moagem sem que a
amostra se superaqueccedila
A amostra foi colocada no jarro de moagem juntamente com 3 esferas de accedilo inoxidaacutevel
com massa total de 2092 g resultando numa BPR aproximada de 71 O jarro de moagem foi
levado a glove box onde foi realizado o vaacutecuo do ambiente com a posterior injeccedilatildeo de gaacutes
Argocircnio e a selagem do vaso de moagem Esse procedimento teve como objetivo evitar uma
possiacutevel oxidaccedilatildeo da amostra durante a moagem mecacircnica
38
Na Figura 17 eacute possiacutevel visualizar o jarro de moagem em dois momentos sendo o
primeiro entes do fechamento com as esferas e a amostra e posteriormente durante o processo
de fechamento dentro da glove box
Figura 17 Preparaccedilatildeo e selagem do vaso de moagem
O primeiro processo de moagem da mistura foi realizado durante uma hora Apoacutes esse
tempo o jarro foi aberto e feito uma Difraccedilatildeo de Raios X (DRX) da amostra Seguiu-se entatildeo
para selagem do vaso de moagem e preparaccedilatildeo para novo ciclo de moagem O intervalo de
moagem passou a ser de 3 horas sendo realizado em trecircs etapas de 1 hora entre cada etapa
houve um intervalo de 5 minutos para resfriamento da amostra realizadas sem abertura do jarro
de moagem
No procedimento foi utilizada a rotaccedilatildeo de 1000 rpm a temperatura do vaso variou de
27 degC agrave 39 degC no final da moagem Apoacutes as 3 horas de moagem o vaso foi aberto e realizou-se
um DRX da amostra Esse processo se repetiu por seis vezes tendo gerado intervalos de tempo
de1h 4hs 7hs 10hs 13hs 16hs e 19hs de moagem
O fim da moagem foi estabelecido com base na anaacutelise dos difratogramas da amostra e
da constataccedilatildeo de equiliacutebrio na evoluccedilatildeo ou formaccedilatildeo de novas fases
39
33 Difraccedilatildeo de Raios X
As medidas de DRX foram realizadas no Laboratoacuterio de Materiais (LabMat) da UFAM
utilizando um Difratocircmetro de Raio-X modelo Empyrean da PANalytical com radiaccedilatildeo CuKα1
de 1 5406 Aring e se dividiram em duas etapas
A primeira etapa foi realizada com os intervalos de 1h 4hs 7hs 10hs 13hs 16hs e 19
horas e teve como finalidade acompanhar a evoluccedilatildeo estrutural da amostra e confirmar a
formaccedilatildeo da fase uacutenica de Bi3Ni
A Figura 18 apresenta o porta amostra em duas etapas distintas a primeira com a
amostra sendo preparada adequadamente e na segunda pronta para a realizaccedilatildeo do DRX
Figura 18 Preparaccedilatildeo da amostra para realizaccedilatildeo de DRX
Os difratogramas experimentais gerados foram submetidos agrave identificaccedilatildeo das fases
cristalinas atraveacutes de comparaccedilotildees com padrotildees difratomeacutetricos disponibilizados no banco de
dados do Inorganic Crystal Structure Database ndash ICSD
Na Figura 19 apresenta-se o goniocircmetro difratocircmetro de raio-X modelo Empyrean da
PANalytical
40
Figura 19 Difratocircmetro de Raio-X modelo Empyrean da PANalytical
Os padrotildees usados de DRX foram os seguintes
Faixa de acircngulo 10 ndash 100deg
Velocidade de escaneamento 1deg min
Tempo aproximado de realizaccedilatildeo do difratograma 45 min
Tubo de raio-X de cobre (Cu)
Voltagem 40 kV
Corrente 30 mA
Divergecircncia de fenda 10 (deg)
Dispersatildeo de fenda 10 (deg)
A segunda etapa das medidas de DRX foi realizada com uso do forno e medidas in situ
tendo sido realizadas com a amostra moiacuteda por 19 horas nas temperaturas de 250 2500 3000 e
350 0C essas medidas tiveram a finalidade de acompanhar o comportamento estrutural em
funccedilatildeo da temperatura e estudar a estabilidade teacutermica da amostra Detalhes do forno estatildeo
ilustrados nas Figuras 20
41
Figura 20 Preparaccedilatildeo da amostra e porta amostra no forno do DRX
A primeira mediccedilatildeo foi realizada a temperatura de 25 oC seguindo-se de um
aquecimento a taxa de 10 oCmin ateacute atingir a temperatura de 250 oC apoacutes atingir a temperatura
procedeu-se uma execuccedilatildeo de uma isoteacutermica por 10 minutos antes da mediccedilatildeo in situ de DRX
O procedimento foi repetido para as temperaturas de 300 oC e 350 oC conforme pode-se
observar na rampa de aquecimento da Figura 21
Figura 21 Rampa de aquecimento para medidas in situ de DRX
34 Refinamento pelo Meacutetodo de Rietveld
Para realizaccedilatildeo dos refinamentos pelo MR desta dissertaccedilatildeo utilizou-se o programa
GSAS (General Structure Analysis System) e o EXPGUI [4748]
42
Para se descrever o formato dos picos de DRX utilizou-se a funccedilatildeo perfil pseudo-Voigt
de Thompson-Cox-Hasting modificada funccedilatildeo de perfil CW 4 no pacote GSAS que considera
o modelo anisotroacutepico de Stephens e efeitos de textura [4950]
Para o coeficiente de mistura (η) que determina as contribuiccedilotildees do alargamento
gaussiano (η = 0) e Lorentziano (η = 1) nas equaccedilotildees 5 e 6 foi utilizado neste trabalho o valor
de η = 075
Os coeficientes de alargamento instrumental V e W constantes na equaccedilatildeo 5 foram
previamente obtidos a partir do DRX de uma amostra padratildeo bem cristalizada e mantidos fixos
no refinamento dos dados experimentais
Para o caacutelculo do tamanho meacutedio de cristalito com o uso da equaccedilatildeo 7 utilizou-se o
valor de K = 091 e 120582=0154056 nm
O GSAS dispotildee de 8 tipos de funccedilotildees de background neste trabalho utilizou-se a funccedilatildeo
polinomial de Chebyshev o nuacutemero de termos variou tendo sido utilizados 20 termos na funccedilatildeo
polinomial para refinamentos com a presenccedila da fase amorfa e 6 termos apoacutes a cristalizaccedilatildeo da
fase amorfa
Para iniacutecio do refinamento no programa EXPGUI foi utilizado o diagrama de blocos da
Figura 12 e para o refinamento dos paracircmetros as correlaccedilotildees da tabela 3
35 Tratamento Teacutermico
Foi realizado um tratamento teacutermico na amostra moiacuteda por 19 horas com a finalidade
de promover o relaxamento dos defeitos e tensotildees causados durante a moagem mecacircnica e a
cristalizaccedilatildeo da fase amorfa presente A partir da temperatura ambiente 25 oC iniciou-se o
aquecimento a uma taxa de 10 oCmin A temperatura final foi de 800 oC seguindo-se do
desligamento do forno que se manteve fechado ateacute que a temperatura da amostra atingisse
25 oC Em seguida a amostra foi retirada do forno e foi realizado um DRX Utilizou-se um forno
tubular com tubo de quartzo e uma atmosfera com fluxo constante de gaacutes argocircnio ilustrado
na Figura 22
43
Figura 22 Forno utilizado para realizar o tratamento teacutermico
36 Calorimetria Diferencial de Varredura (DSC)
As medidas de DSC foram realizadas na amostra moiacuteda por 19 horas em uma ceacutelula
Netzsch modelo DSC 3500 Sirius pertencente ao Laboratoacuterio de Termo ciecircncias da UFAM
Para realizaccedilatildeo das medidas utilizou-se um fluxo de proteccedilatildeo de N2 a 50 mlmin com
temperatura inicial de 25 oC e temperatura final de 550 oC
Foram realizadas quatro medidas com as taxas de transferecircncia de calor de 25 oCmin
5 oCmin 10 oCmin e 20 oCmin Foram utilizados cadinhos (porta amostra) de alumiacutenio e a
massa meacutedia de 22 mg de amostra foi utilizada nos quatro experimentos
Na Figura 23 eacute mostrada a ceacutelula Netzsch modelo DSC 3500 Sirius onde foram
realizadas as medidas e os cadinhos sendo dois fechados e um com a amostra visiacutevel
Figura 23 Equipamento utilizado para realizar o DSC
44
4 RESULTADOS E DISCUSSOtildeES
41 Evoluccedilatildeo estrutural
A Figura 24 mostra a evoluccedilatildeo estrutural durante o processo de siacutentese conforme
descrito nos procedimentos experimentais Qualitativamente podemos ver nesta figura uma
modificaccedilatildeo gradativa dos padrotildees de difraccedilatildeo O pico mais intenso da amostra moiacuteda por 1
hora corresponde ao plano (1 0 -2) do Bi precursor
Acompanhando o comportamento deste plano em especiacutefico constata-se que entre a
primeira e a quarta hora o mesmo sofre apenas uma ligeira diminuiccedilatildeo Concomitantemente
com este decreacutescimo emergem pequenos novos picos em 2θ aproximadamente entre 28 e 35o
Com 7 horas de moagem os novos picos satildeo evidentes e foram identificados junto agrave base de
dados do ICSD como a estrutura desejada Bi3Ni grupo espacial Pnma (cartatildeo nuacutemero 391336)
Em 13 horas de moagem o pico do Bi atinge seu miacutenimo e segue estaacutevel ateacute 19 h de moagem
Dada a observaccedilatildeo da estabilizaccedilatildeo estrutural o processo foi interrompido Uma anaacutelise mais
detalhada dos difratogramas seraacute mostrada e discutida na sequecircncia
Figura 24 Padratildeo de difraccedilatildeo observado para amostra e Bi3Ni durante todo intervalo de moagem
10 20 30 40 50 60 70 80
19h
16h
1h
10h
1h
7h
4h
2(graus)
1h
13h
Inte
nsid
ade (
ua
)
45
Na Figura 25 mostramos a indexaccedilatildeo das fases na primeira hora de moagem onde foi
verificada o iniacutecio da nucleaccedilatildeo do Bi3Ni Tambeacutem eacute possiacutevel observar os picos do elemento
precursor minoritaacuterio no caso o Niacutequel (cartatildeo ICSD 64703)
Figura 25 Difratograma obtido apoacutes a primeira hora de moagem
Seguindo o processo de moagem conforme descrito nos procedimentos experimentais
a amostra foi moiacuteda por mais 3 horas totalizando 4 horas de moagem os difratogramas obtidos
satildeo apresentados nas Figuras 26 e 27 Nesta etapa jaacute natildeo eacute mais possiacutevel identificar a presenccedila
dos picos referentes ao niacutequel dessa forma somente satildeo observados os picos do bismuto e do
Bi3Ni Poreacutem como verificamos na Figura 24 a nucleaccedilatildeo da liga Bi3Ni continua ocorrendo
sistematicamente
Na Figura 26 mostramos uma comparaccedilatildeo do difratograma padratildeo de Bi3Ni (cartatildeo
nuacutemero 391336 do ICSD) com o difratograma da amostra moiacuteda por 4 horas plotados em
conjunto para destacar a nucleaccedilatildeo da fase de Bi3Ni
Na Figura 27 apresenta-se o resultado do refinamento pelo meacutetodo de Rietveld para as
4 horas de moagem Eacute possiacutevel verificar um bom acordo entre o padratildeo de DRX da amostra e
o padratildeo refinado por MR Os fatores de qualidade podem ser verificados na tabela 4 Neste
refinamento obtivemos uma fraccedilatildeo de fase equivalente a 67 de Bi e 33 de Bi3Ni
46
Figura 26 Difratograma da amostra moiacuteda durante 4 horas (curva com ruiacutedo) e o padratildeo idealizado
do Bi3Ni calculado a partir do arquivo CIF (cartatildeo ICSD no 391336)
Figura 27 Padratildeo observado no DRX (4horas) calculado e residual obtidos no refinamento pelo MR
10 20 30 40 50 60 70 80
23 24 25 26 27 28 29 30 31 32 33
Inte
nsid
ade (
ua
)
2(graus)
4 horas
CIF Bi3Ni
10 20 30 40 50 60 70 80
Experimental
Calculado
Residual
Inte
nsid
ade (
u a)
2 (graus)
4 horas
25 30 35 40 45
47
Em todas as etapas do processo de moagem foram obtidos refinamentos com iacutendices de
qualidade muito semelhantes Natildeo houve alteraccedilatildeo nos acircngulos da ceacutelula unitaacuteria do composto
de Bi3Ni que permanecerem com α= β= λ = 90o Os valores obtidos para os iacutendices de avaliaccedilatildeo
da qualidade e os paracircmetros de rede encontram-se na tabela 4
Tabela 4 Valores de Rwp e 1205362 obtidos nos refinamentos realizados durante o processo de moagem
mecacircnica para o Bi3Ni
Com os resultados obtidos nos refinamentos determinou-se as contribuiccedilotildees em
porcentagem de cada fase em funccedilatildeo do tempo de moagem Verifica-se que apoacutes a primeira
hora de moagem natildeo se identifica no difratograma a presenccedila de Ni entretanto a fase de Bi3Ni
continua nucleando indicando que ainda existe niacutequel disponiacutevel para a formaccedilatildeo desta fase
Pode-se conceber algumas hipoacuteteses para este fato A primeira refere-se agrave sensibilidade do
equipamento de DRX que natildeo identifica precisamente elementos com fraccedilatildeo de fase menor
que 10 Outa hipoacutetese provaacutevel pode ser atribuiacutea a uma adesatildeo do niacutequel nas paredes do jarro
de moagem ou nas esferas de accedilo tendo em vista sua ductilidade
Na Figura 28 foi plotado a fraccedilatildeo de cada uma das fases presentes no processo de
moagem em funccedilatildeo do tempo Fica evidente que apoacutes a primeira hora a fraccedilatildeo de fase do niacutequel
eacute zero mas continua ocorrendo a nucleaccedilatildeo do Bi3Ni que estabiliza em 13 horas
TEMPO DE MOAGEM RWP 1205362 PARAcircMETROS DE REDE DO BI3NI
a (Å) b (Å) c (Å) Volume (Å3)
4 HORAS 77 139 8890(9) 4102(1) 11502(1) 41949(6)
7 HORAS 70 137 8891(3) 4106(1) 11500(1) 41986(9)
10 HORAS 71 131 8888(1) 4104(8) 11495(1) 41939(5)
13 HORAS 65 124 8893(5) 4104(3) 11507(1) 42003(2)
16 HORAS 64 124 8888(7) 4102(9) 11499(9) 41940(1)
19 HORAS 63 123 8894(1) 4105(1) 11506(5) 42012(3)
48
Figura 28 Fraccedilatildeo das fases de Ni Bi e Bi3Ni em funccedilatildeo do tempo de moagem
Utilizando-se a equaccedilatildeo 7 com os dados obtidos no refinamento pelo MR calculou-se
o tamanho meacutedio dos cristalitos de Bi3Ni em funccedilatildeo do tempo de moagem Na Figura 29
apresenta-se em forma de um graacutefico os valores obtidos Observamos que entre a quarta e a
seacutetima hora haacute um aumento aproximado de 14 no tamanho meacutedio do cristalito pode-se
atribuir esse aumento a uma possiacutevel deformaccedilatildeo plaacutestica da amostra acarretando num
acreacutescimo da aacuterea de superfiacutecie o que aumentaria progressivamente a probabilidade de
soldagem a frio dessas partiacuteculas gerando assim um aumento do tamanho meacutedio do cristalito
Entre a seacutetima e a deacutecima hora de moagem ocorre uma reduccedilatildeo de 26 no tamanho do
cristalito maior valor percentual obtido entre intervalos de moagem Entre a deacutecima sexta e a
deacutecima nona hora haacute uma estabilizaccedilatildeo no processo de reduccedilatildeo do tamanho de cristalito
Obtivemos no final do processo uma reduccedilatildeo total de aproximadamente 59 o que representa
um tamanho meacutedio de cristalito na ordem de 2653 nm
Plota-se na Figura 29 um graacutefico com tamanho meacutedio de cristalito do composto Bi3Ni
em funccedilatildeo do tempo de moagem
0 5 10 15 20
0
20
40
60
80
100
Fra
ccedilao d
e fases (
)
Tempo de moagem ( horas)
Bi
Bi3Ni
Ni
49
Figura 29 Tamanho meacutedio de cristalito de Bi3Ni em funccedilatildeo do tempo de moagem
Natildeo houve formaccedilatildeo de novas fases ou aparentemente quaisquer outras alteraccedilotildees
significativas apoacutes a deacutecima terceira hora de moagem Os uacutenicos efeitos com a continuaccedilatildeo da
moagem foram a melhora da cristalizaccedilatildeo da fase de interesse e o aumento de intensidade do
perfil referente a fase amorfa Poreacutem o processo de moagem totalizou 19 horas a finalidade
deste intervalo apoacutes a estabilizaccedilatildeo de formaccedilatildeo da fase pretendida foi verificar a possibilidade
de oxidaccedilatildeo da amostra que ficou exposta ao ambiente durante a execuccedilatildeo do DRX
Observa-se nos difratogramas da Figura 24 a formaccedilatildeo de uma acentuada elevaccedilatildeo na
linha de base entre a faixa de 2θ que vai de aproximadamente 26deg a 36deg A forma ou perfil
dessa elevaccedilatildeo eacute um forte indicio do aparecimento de uma fase amorfa Para alcanccedilar bom
acordo nos refinamentos Rietveld foram necessaacuterios 20 termos na funccedilatildeo polinomial de
Chebyshev para descrever estas linhas de base (background)
Analisando-se portanto os difratogramas referentes agraves etapas de 10 13 16 e 19 horas
eacute possiacutevel identificar o crescimento dessa fase amorfa conforme mostramos na Figura 30
4 6 8 10 12 14 16 18 20
25
30
35
40
45
50
55
Ta
ma
nh
o m
eacuted
io d
e c
rista
lito
(n
m)
Tempo de moagem (horas)
50
Estas curvas satildeo particularmente interessantes uma vez que podemos avaliar as
distacircncias R entre os primeiros vizinhos da fase desordenada aplicando a equaccedilatildeo de Ehrenfest
que pode ser expressa como [56]
2Rsen(θ) = 123λ (14)
O maacuteximo destas curvas correspondem a 2θ ~29o o que nos leva a distacircncias aproximada
de 38 Aring Esta distacircncia natildeo fere nenhum viacutenculo de distancias entre os atamos para
Ni-Ni~248 Aring Ni-Bi~ 278 Aring Bi-Bi~308 Aring Bi-O~214 Aring
Figura 30 Comparaccedilatildeo das funccedilotildees de background para a amostra moiacuteda por 10 13 16 e 19 horas
Com objetivo de avaliar com mais detalhes a estrutura nanocristalina e amorfa
realizamos medidas de difraccedilatildeo com configuraccedilotildees que produzissem uma maior qualidade nos
dados obtidos utilizamos uma cacircmara com baixo vaacutecuo e aumentamos o tempo de aquisiccedilatildeo
dos dados
A Figura 31 mostra o padratildeo obtido para a amostra final moiacuteda por 19 horas
Destacamos a evidente fase amorfa que se forma
10 20 30 40 50 60 70 80
19 horas
16 horas
13 horas
10 horas
Inte
nsid
ade (
u a)
2 (graus)
51
Figura 31 Formaccedilatildeo da fase amorfa na amostra de Bi3Ni apoacutes 19 horas de moagem
Comparando o padratildeo de DRX obtido para amostra moiacuteda por 19 horas com o
difratograma padratildeo de Bi3Ni (cartatildeo nuacutemero 391336 do ICSD) pode-se constatar a
equivalecircncia dos picos conforme apresentada Figura 32
Com os difratogramas de maior resoluccedilatildeo verificamos a presenccedila embora em uma
pequena fraccedilatildeo de Bi (ICSD no 64703) Assim como uma ligeira sugestatildeo da existecircncia de
Bi2O3 (ICSD no 41764) vislumbra-se essa fase em virtude da possiacutevel oxidaccedilatildeo da amostra
devido as sucessivas aberturas do jarro de moagem para realizaccedilatildeo do DRX entretanto
diferentemente do que se percebe para o bismuto natildeo haacute nenhum pico referente ao oxido de
bismuto
Na posiccedilatildeo de 2θ~27o existe um pico caracteriacutestico do Bi2O3 entretanto mesmo com a
melhor resoluccedilatildeo do DRX natildeo eacute possiacutevel distinguir claramente a fase do oxido de bismuto
assim durante o processo de refinamento pelo MR natildeo foi adicionada a fase relativa ao oxido
O refinamento pelo meacutetodo de Rietveld referente a amostra moiacuteda por 19h encontra-se
na Figura 33 percebe-se a boa concordacircncia obtida para a fase de interesse Bi3Ni e a fase
20 30 40 50 60 70 80
Bi
Inte
nsid
ade (
u a)
2 (graus)
Bi
20 25 30 35 40 45
52
amorfa O asterisco indicando o pico principal do Bi salienta que essa fase por contribuir
modestamente em um difratograma tatildeo complexo natildeo eacute bem ajustada
Figura 32 Difratograma da amostra moiacuteda 19h em conjunto com os CIFs de o Bi3Ni Bi e Bi2O3
Figura 33 Difratograma da amostra moiacuteda 19h e refinada por meacutetodo de Rietveld partindo dos CIFs
do Bi3Ni Bi
20 30 40 50 60 70 80
19 horas
Bi3Ni
Bi
Bi2O
3
In
tensid
ade (
u a)
2 (graus)
25 30 35 40
20 30 40 50 60 70 80
Experimental (19h)
Calculado
Residual
Inte
nsid
ade (
u a)
2 (graus)
20 25 30 35 40 45 50
53
Os trabalhos cientiacuteficos que versam sobre a produccedilatildeo e a caracterizaccedilatildeo do composto
Bi3Ni descrevem que a siacutentese pode ser realizada por vaacuterios mecanismos normalmente as
metodologias mais usadas para obtenccedilatildeo envolvem os processos em meio quiacutemico a
eletrodeposiccedilatildeo e a solidificaccedilatildeo raacutepida Em alguns casos utilizou-se longos processos teacutermicos
que envolvem a permanecircncia da amostra num forno de resistecircncia a 1100 degC durante 3 dias
[13] ou processos de sinterizaccedilatildeo com recozimento a vaacutecuo a temperatura de 1000 degC por 24
horas [15] Relata-se tambeacutem que conforme ocorreu neste trabalho algumas amostras
apresentam pequenos traccedilos de Bi em sua composiccedilatildeo final [13]
Dessa forma o primeiro desafio desse trabalho foi produzir uma fase uacutenica de Bi3Ni por
meio da moagem mecacircnica entretanto verificou-se no resultado obtido no DRX e no
refinamento pelo MR que a fase de Bi3Ni embora apresente uma fraccedilatildeo de 999 ainda possui
leves traccedilos do pico mais intenso de bismuto (indicado por um asterisco na Figura 33) Uma
proposta futura seria portanto acrescentar uma pequena quantidade de Ni para interagir com
esse Bi remanescente
42 Medidas de DRX in situ
Com o objetivo de estudar a estabilidade teacutermica e acompanhar a evoluccedilatildeo estrutural da
amostra em funccedilatildeo da temperatura foram realizadas medidas de DRX in situ conforme
descrito nos procedimentos experimentais A Figura 34 apresenta os quatro difratogramas
obtidos
A temperatura de 25 oC observa-se uma fase uacutenica do composto Bi3Ni (com jaacute
mencionado anteriormente a amostra possui uma leve indicaccedilatildeo da presenccedila de bismuto) que
possui estrutura ortorrocircmbica e grupo espacial Pnma eacute a mesma apresentada na Figura 32
A medida que aumentamos a temperatura conforme descrito na seccedilatildeo 3 Figura 21
inicia-se uma transformaccedilatildeo do composto inicial para o crescimento da fase tetragonal de Bi2O3
(ICSD no 41764) e da fase precursora de Bi Essa alteraccedilatildeo na composiccedilatildeo da amostra ocorre
em virtude da degradaccedilatildeo da fase Bi3Ni que conforme eleva-se a temperatura tem sua fraccedilatildeo
diminuiacuteda conforme verifica-se na Figura 36 Embora as medidas in situ terem sido feitas em
baixo vaacutecuo natildeo foi impedido o crescimento do Bi2O3
54
Na Figura 34 encontram-se plotados os DRX referentes as medidas realizadas em 25o
250o 300o e 350 oC as curvas foram deslocadas verticalmente para melhor comparaccedilatildeo
Figura 34 Padratildeo observado nos DRX da amostra submetida a aquecimento
A temperatura de 250 oC temos a ocorrecircncia de trecircs fases Bi3Ni Bi2O3 e Bi
O refinamento estrutural pelo meacutetodo de Rietveld estaacute mostrado na Figura 35 Mesmo tratando-
se de uma amostra com um elevado nuacutemeros de pico aleacutem da presenccedila de uma fase amorfa o
acordo entre o experimental e o calculado eacute notaacutevel Os valores dos iacutendices de avaliaccedilatildeo da
qualidade do refinamento referentes as quatro medidas realizadas encontram-se na tabela 5
20 30 40 50 60 70 80
350 0C
300 0C
250 0C
Inte
nsid
ade (
ua
)
2 (graus)
25 0C
55
Figura 35 Padratildeo obtidos no refinamento pelo MR para amostra aquecida a 250 0C
Tabela 5 Valores de Chi2 e de Rwp obtidos nos refinamentos realizados durante o processo de
aquecimento
A temperatura de 300 oC comeccedila a formaccedilatildeo da uma nova fase cubica de grupo espacial
I23 o Bi12NiO19 em detrimento da diminuiccedilatildeo da fase de Bi3Ni Aleacutem do aumento da fraccedilatildeo
da fase de Bi2O3
Temperatura de realizaccedilatildeo da medida Rwp 1205362
25 0C 69 23
250 0C 83 18
300 0C 98 26
350 0C 99 25
10 20 30 40 50 60 70 80
Inte
nsid
ade (
ua
)
2 (graus)
Experimental
Calculado
Residual
250 0C
25 30 35 40
56
O uacuteltimo DRX foi realizado a 350 oC a principal alteraccedilatildeo dessa medida refere-se ao
fato da inexistecircncia de picos referentes agrave fase Bi3Ni A fase majoritaacuteria torna-se agora a fase
referente ao Bi e a fase Bi12NiO19 (indexado na base de dados PDF2 mas natildeo na base de dados
ICSD) permanece estaacutevel isto eacute sem alteraccedilotildees significativas em sua fraccedilatildeo O fato de estarem
presentes picos referentes ao Bi mesmo apoacutes termos ultrapassado a temperatura de fusatildeo pode
ser explicado levando-se em consideraccedilatildeo a baixa condutividade teacutermica do bismuto aliado ao
excesso de defeitos produzidos na moagem assim natildeo obteve-se a fusatildeo do elemento
Utilizamos os dados obtidos nos refinamentos para plotar o graacutefico exposto na Figura
36 onde eacute possiacutevel observar a fraccedilatildeo de cada fase em funccedilatildeo da temperatura de execuccedilatildeo do
DRX Percebe-se a raacutepida decomposiccedilatildeo da fase de Bi3Ni que entre 250 oC e 350 oC apresenta
uma reduccedilatildeo percentual de aproximadamente 88 concomitantemente ao crescimento
percentual da fase de Bi
Figura 36 Fraccedilotildees de fase em funccedilatildeo da temperatura de realizaccedilatildeo do DRX in situ
O DRX realizado na amostra a 350 oC eacute mostrado na Figura 37 em conjunto aos CIFs
das fases constituintes Para a fase Bi12NiO19 natildeo foi encontrado o CIF no banco de dados do
Inorganic Crystal Structure Database (ICSD) Para refinar utilizando o meacutetodo de Rietveld
partimos do protoacutetipo estrutural de Bi26-x Mx O40-y (M = Mg Al Co Ni) O CIF desta fase
25 75 125 175 225 275 325 375
0
20
40
60
80
100
Fra
ccedilao d
e F
ases (
)
Temperatura (0C)
Bi3Ni
Bi2O
3
Bi
Bi12
NiO19
57
resultante estaacute mostrado em vermelho na Figura 37 e uma representaccedilatildeo da ceacutelula unitaacuteria na
Figura 38 os aacutetomos de oxigecircnio estatildeo representados na cor vermelha e o niacutequel em verde
Figura 37 Padratildeo observado no DRX da amostra em 350 oC em comparaccedilatildeo com o CIF das fases
constituintes
Figura 38 Projeccedilatildeo do eixo a e em perspectiva do Bi12NiO19
10 20 30 40 50 60 70 80
Inte
nsid
ade (
ua
)
2(graus)
350 graus
Bi2O
3
Bi
Bi12
NiO19
20 25 30 35 40 45 50 55
58
O refinamento estrutural utilizando estas fases estaacute mostrado na Figura 39 e os valores
referentes aos paracircmetros de rede obtidos para o refinamento da fase Bi12NiO19 constam na
tabela 6
Figura 39 Padratildeo obtidos no refinamento pelo MR para amostra aquecida a 350 0C
Tabela 6 Paracircmetros da ceacutelula unitaacuteria da estrutura Bi12NiO19
A Figura 40 conteacutem as fotografias retiradas do forno do difratocircmetro antes e apoacutes a
realizaccedilatildeo da medida Eacute possiacutevel verificar que a amostra devido a dilataccedilatildeo volumeacutetrica e a
fusatildeo do bismuto transborda o porta amostra
Paracircmetros de Rede a = b=c=10258(8) Aring
Acircngulos α = β = γ = 900
Volume da ceacutelula 107966(2) Aring3
Grupo de simetria Cuacutebico
Grupo espacial I23
10 20 30 40 50 60 70 80
Inte
nsid
ade (
ua
)
2 (graus)
Calculado
Experimental
Residual
350 0C
20 25 30 35 40 45
59
Figura 40 Fotografia do forno do DRX antes a apoacutes a realizaccedilatildeo das medidas
43 Calorimetria Diferencial de Varredura (DSC)
Com a finalidade de estudar e melhor entender a evoluccedilatildeo estrutural da amostra
observada nas medidas in situ realizou-se medidas DSC conforme descrito nos procedimentos
experimentais a temperatura final foi de 550 oC
Na Figura 41 mostramos as medidas DSC feitas em diferentes taxas de aquecimento
realizadas na amostra moiacuteda por 19 horas Em todas as 4 medidas vemos comportamentos
exoteacutermicos e endoteacutermicos Os picos endoteacutermicos ocorreram a uma temperatura aproximada
de 270 0C temperatura essa equivalente ao ponto de fusatildeo do bismuto e foram atribuiacutedos a
fusatildeo do Bi ocorrida em duas etapas
Comparando-se os resultados obtidos nas medidas in situ onde observamos a nucleaccedilatildeo
de uma nova fase a partir da temperatura de 250 oC com os resultados obtidos no DSC podemos
concluir que o pico exoteacutermico presente no termograma corresponde agrave nucleaccedilatildeo da fase de
Bi2O3
Com a finalidade de calcular a energia de ativaccedilatildeo (Ea) necessaacuteria para promover essa
nucleaccedilatildeo aplicamos a metodologia proposta por Kissinger [2] Conforme indicado na Figura
41 as 4 medidas foram feitas com taxas de aquecimento de 25 5 10 e 20 oCmin
60
A Figura 42 mostra em detalhes a Figura 41 onde vemos os valores das temperaturas
de pico de cristalizaccedilatildeo (Tc) e as referidas taxas de aquecimento (120591) Como era esperado a
medida que a taxa de aquecimento aumenta a temperatura de pico tambem aumenta
Figura 41 Termograma DSC plotados em conjunto para os diferentes fluxos de calor
Figura 42 Espectros DSC com as temperaturas de pico e suas respectivas taxas de aquecimento
100 150 200 250 300 350 400 450 500 550
250Cmin
50Cmin
100Cmin
fluxo d
e c
alo
r (u
a)
Temperatura (0C)
200Cmin
exo
230 235 240 245 250 255 260 265 270 275 280 285
250Cmin
50Cmin
100Cmin
fluxo d
e c
alo
r (u
a )
Temperatura (0C)
242 0C
252 0C
266 0C
278 0C
200Cmin
exo
61
Com os dados fornecidos na Figura 42 pode-se calcular a energia de ativaccedilatildeo referente
a nucleaccedilatildeo da fase de Bi2O3 Plotando-se um graacutefico linear de ln(120591
1198791198882) versus
1
119879119888 onde o
coeficiente angular eacute (minus119864119886
119877) obteacutem-se a energia de ativaccedilatildeo A Figura 43 apresenta a
linearizaccedilatildeo da equaccedilatildeo 16 de onde se obteacutem a energia de ativaccedilatildeo do processo de nucleaccedilatildeo
do Bi2O3
Figura 43 Graacutefico linear do ln(120591
1198791198882) versus
1
119879119888
Logo considerando as relaccedilotildees anteriormente definidas eacute possiacutevel calcular a energia de
ativaccedilatildeo uma vez que m = (minus119864119886
119877) e R = 831 jmol K Desse modo a energia de ativaccedilatildeo
necessaacuteria para promover a nucleaccedilatildeo da fase Bi2O3 eacute de 12465 kJmol
A metodologia proposta permitiria tambeacutem calcular a energia de ativaccedilatildeo necessaacuteria
para cristalizar a fase amorfa as medidas de DSC foram planejadas ateacute a temperatura de
550 oC devido a limitaccedilotildees do equipamento poreacutem como fica evidente na Figura 41 natildeo se
observa nenhum pico exoteacutermico apoacutes os 350 oC que se possa estar associado a cristalizaccedilatildeo da
fase amorfa O pico exoteacutermico existente como jaacute mencionado ocorreu a uma temperatura que
variou de 242 0C agrave 278 0C e refere-se agrave nucleaccedilatildeo de fase
182 184 186 188 190 192 194
-115
-110
-105
-100
-95
ln (
T2 c)
1Tc (10
-3 k
-1)
62
44 Tratamento teacutermico
Apoacutes a realizaccedilatildeo das medidas de DRX in situ e das medidas de DSC a fase amorfa
ainda se encontrava presente assim foi realizado um tratamento teacutermico com a finalidade de
promover a cristalizaccedilatildeo da fase amorfa presente
O tratamento teacutermico foi realizado a uma taxa constante de 10 0Cmim ateacute a temperatura
de 800 0C com a atmosfera protegida por gaacutes argocircnio Na Figura 44 apresenta-se o difratograma
da amostra realizado apoacutes o do tratamento teacutermico vemos no detalhe que a acentuada elevaccedilatildeo
na linha de base entre a faixa de 2θ que vai de aproximadamente 26deg agrave 36deg e que corresponde
a fase amorfa desapareceu completamente
Figura 44 Difratograma da amostra apoacutes tratamento teacutermico
Para a amostra tratada termicamente foram identificadas trecircs fases similar ao observado
nas medias in situ a 350 oC foram identificadas a fase cuacutebica Bi12NiO19 a fase tetragonal de
Bi2O3 (ICSD no 41764) e a fase romboeacutedrica de Bismuto (ICSD no 64703) Na Figura 45
apresentamos o padratildeo observado plotado juntamente com o CIF das 3 fases identificadas
10 20 30 40 50 60 70 80
Inte
nsid
ad
e (
ua
)
2 (graus)
Pos Tratamento Teacutermico
20 25 30 35 40 45 50 55 60
63
Figura 45 Difratograma da amostra apoacutes tratamento teacutermico em conjunto com os CIFs de Bi Bi2O3 e
Bi12NiO19
Pode-se verificar no padratildeo do difratograma da Figura 45 que pelo formato da linha de
base obtida ocorreu a cristalizaccedilatildeo da fase amorfa e as fases identificadas correspondem aos
picos presentes no DRX da amostra
O refinamento realizado pelo MR confirmou a identificaccedilatildeo das fases contidas na
amostra no sentido da exata correspondecircncia entre os picos obtidos nos padrotildees calculados e
observados As fraccedilotildees das fases da amostra que sofreu tratamento teacutermico em comparaccedilatildeo com
as fraccedilotildees obtidas no DRX in situ estatildeo apresentados na tabela 7
Tabela 7 Fraccedilotildees das fases apoacutes tratamento teacutermico e DRX in situ a 350 oC
Fraccedilatildeo das fases Tratamento Teacutermico DRX in situ a 350 oC
Bi12NiO19 90 137
Bi2O3 89 20
Bi 11 663
10 20 30 40 50 60 70 80
Inte
nsid
ade (
ua
)
2 (graus)
Observado
Bi
Bi2O
3
Bi12
NiO19
25 30 35 40 45 50 55
64
O aumento da temperatura propicia a nucleaccedilatildeo das fases de Bi2O3 e Bi12NiO19 em
detrimento da diminuiccedilatildeo da fase Bi3Ni
O refinamento pelo meacutetodo de Rietveld para amostra que sofreu tratamento teacutermico
apresentou uma boa concordacircncia para os perfis calculado e experimental Nesse refinamento
foi utilizado o CIF modificado de Bi12NiO19 Na Figura 46 temos o padratildeo experimental e o
calculado obtidos no refinamento pelo MR
Figura 46 Padratildeo observado e experimental refinado pelo MR para amostra tratada termicamente
Compara-se na Figura 47 os difratogramas obtidos para amostra tratada termicamente e
para o DRX in situ a temperatura de 350 oC eacute possiacutevel identificar a correspondecircncia entre os
picos entretanto eacute notaacutevel a diferenccedila na linha de base do difratograma referente ao DRX in
situ contra o DRX da amostra submetida a tratamento teacutermico Pode-se concluir que para
ocorrer a cristalizaccedilatildeo da fase amorfa eacute necessaacuterio que a temperatura do tratamento teacutermico seja
superior a 550 0C
10 20 30 40 50 60 70 80
Inte
nsid
ade (
ua
)
2 (graus)
Calculado
Experimental
Residual
Pos Tratamento Teacutermico
65
Outro fenocircmeno perceptiacutevel eacute o deslocamento em 2θ da posiccedilatildeo dos picos O
difratograma da amostra que foi ao forno do DRX tem a posiccedilatildeo dos seus picos deslocados para
direita em comparaccedilatildeo ao observado no CIF do Bi12NiO19 e no DRX da amostra que passou
por tratamento teacutermico Podemos associar esse deslocamento a contraccedilatildeo do volume da ceacutelula
unitaacuteria Considerando o valor padratildeo do volume do composto Bi12NiO19 constante na tabela
5 ocorreu uma reduccedilatildeo de volume de aproximadamente 155 para amostra tratada
termicamente e uma variaccedilatildeo positiva de 005 para amostra do DRX in situ Na Figura 47
plotamos juntos os difratogramas da amostra tratada termicamente da amostra que realizou a
medida in situ a 350 0C e o CIF do Bi12NiO19
Figura 47 Difratogramas das amostras apoacutes tratamento teacutermico e DRX in situ em conjunto com o
CIF do Bi12NiO19
O tratamento teacutermico realizado produziu o resultado esperado cristalizando a fase
amorfa As fases presentes na amostra apoacutes a realizaccedilatildeo do tratamento estatildeo em conformidade
agraves encontradas nas medidas de DRX in situ
20 30 40 50 60 70 80
Bi
Inte
nsid
ade (
u a)
2 (graus)
Bi
20 25 30 35 40 45
66
5 CONCLUSAtildeO
A sintetizaccedilatildeo do composto nanoestruturado de Bi3Ni foi realizado de modo eficiente
apoacutes 13 horas de moagem mecacircnica
As medidas de difraccedilatildeo de Raio X possibilitaram acompanhar a evoluccedilatildeo estrutural e a
nucleaccedilatildeo da fase de Bi3Ni O refinamento realizado pelo Meacutetodo de Rietveld proporcionou a
quantificaccedilatildeo dos paracircmetros cristalograacuteficos tais como paracircmetros de rede volume da ceacutelula
unitaacuteria fraccedilatildeo das fases presentes e tamanho de cristalito Os fatores de qualidade e
convergecircncia alcanccedilaram valores satisfatoacuterios correspondendo a exata simulaccedilatildeo do padratildeo
observado
A anaacutelise teacutermica realizada por meio das medidas de DRX in situ permitiu o estudo da
estabilidade teacutermica e o acompanhamento da evoluccedilatildeo estrutural da amostra em funccedilatildeo da
temperatura Foi possiacutevel identificar duas novas fases presentes o Bi2O3 e Bi12NiO19 nucleadas
agraves custas da fase de Bi3Ni Na temperatura de 350 oC a amostra eacute composta das fases Bi12NiO19
Bi2O3 e Bi
As medidas de DSC realizadas ateacute a temperatura de 550 oC e com quatro diferentes
taxas de aquecimento foram utilizadas para se calcular com o uso da equaccedilatildeo de Kissinger a
energia de ativaccedilatildeo (Ea) necessaacuteria para promover a nucleaccedilatildeo do composto Bi12NiO19 que eacute de
12465 kJmol
O tratamento teacutermico no forno ateacute 800 oC promoveu o relaxamento dos defeitos e
tensotildees causadas durante a moagem mecacircnica e a cristalizaccedilatildeo da fase amorfa natildeo sendo mais
possiacutevel identificar no DRX realizado o perfil referente a essa fase Identificou-se novamente a
fase Bi12NiO19 aleacutem da ocorrecircncia das fases de Bi2O3 e Bi jaacute identificadas nas medidas de
DRX in situ confirmando a consistecircncia dos resultados obtidos por dois ensaios diferentes
Pocircde-se verificar o mesmo fenocircmeno em todos os ensaios que envolveram o
aquecimento da amostra Ao aquecer-se o Bi3Ni ocorre um processo de oxidaccedilatildeo que resulta
na formaccedilatildeo da fase de Bi2O3 e a fase de Bi12NiO19 todas associadas ao consumo de Bi da fase
Bi3Ni
Para realizaccedilatildeo de estudos futuros com o intuito de se obter a fase uacutenica de Bi3Ni
pode-se alterar ligeiramente as massas dos produtos com a adiccedilatildeo de um pouco de niacutequel
67
Pode-se melhorar o controle das condiccedilotildees de realizaccedilatildeo dos tratamentos teacutermicos com o
intuito de se evitar a oxidaccedilatildeo A realizaccedilatildeo de medidas de DSC ateacute a temperatura de 800 0C
poderaacute revelar picos exoteacutermicos e propiciar condiccedilotildees para se calcular a energia necessaacuteria
para promover a cristalizaccedilatildeo da fase amorfa
68
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15
22 Estruturas Cristalinas
A estrutura dos materiais soacutelidos eacute resultado da natureza de suas ligaccedilotildees quiacutemicas a
qual define a distribuiccedilatildeo espacial de seus aacutetomos iacuteons ou moleacuteculas Parte dos materiais
comumente aplicados na engenharia exibe um arranjo geomeacutetrico de seus aacutetomos bem definido
constituindo assim uma estrutura cristalina Os materiais cristalinos independentemente do tipo
de ligaccedilatildeo que possuem satildeo aqueles que apresentam estrutura atocircmica tridimensional perioacutedica
de longo alcance
A partir da definiccedilatildeo de estrutura cristalina como sendo um conjunto de posiccedilotildees
atocircmicas iocircnicas ou moleculares repetitivas pode-se descrever o cristal partindo-se de uma
estrutura baacutesica que se repete ao longo de toda estrutura Essa estrutura denominada ceacutelula
unitaacuteria pode ser definida como a menor porccedilatildeo do cristal que ainda conserva as propriedades
originais dele Para definir a ceacutelula unitaacuteria adota-se valores especiacuteficos que satildeo associados agraves
unidades de medidas dos eixos de referecircncia e aos acircngulos entre esses eixos definidos como
paracircmetros de rede
Define-se entatildeo os sistemas cristalinos que incluem todas as possiacuteveis geometrias de
divisatildeo do espaccedilo por superfiacutecies planas continuas Soacute existem 7 tipos de sistemas cristalinos
que preenchem totalmente o espaccedilo Entretanto os sistemas cristalinos satildeo apenas entidades
geomeacutetricas Quando ldquocoloca-serdquo aacutetomos dentro desses sistemas formam-se redes
cristalinas[24]
Em 1848 o francecircs August Bravais demonstrou ser possiacutevel geometricamente a
construccedilatildeo de 14 tipos de ceacutelulas unitaacuterias isto eacute todas as redes cristalinas possiacuteveis podem
ser geradas por 14 tipos de ceacutelulas Essas redes satildeo chamadas redes de Bravais
Na Figura 6 pode-se identificar os 7 tipos de sistemas cristalinos (cuacutebico tetragonal
ortorrocircmbico romboeacutedrico monocliacutenico hexagonal e tricliacutenico) e as configuraccedilotildees possiacuteveis
para esses sistemas formando as 14 redes de Bravais [24]
16
Figura 6 As 14 redes de Bravais [24]
Os cristais podem ser classificados segundo os grupos pontuais de operaccedilotildees de simetria
que une suas faces Os grupos pontuais ou classes cristalinas representam a simetria ou
combinaccedilotildees de simetria que levam a um padratildeo de repeticcedilatildeo distinto Toda e qualquer
moleacutecula pode ser classificada em um dos 32 grupos pontuais possiacuteveis
Os 32 grupos pontuais possiacuteveis satildeo formados pelos 10 elementos baacutesicos de simetria e
mais 22 combinaccedilotildees entre estes Apenas 22 combinaccedilotildees satildeo possiacuteveis pois muitas levam a
repeticcedilotildees de simetria e outras satildeo incompatiacuteveis com a simetria cristalina ou seja os elementos
de simetria natildeo podem ser combinados arbitrariamente [24]
17
Uma vez que as operaccedilotildees de simetria de cada um dos 32 grupos pontuais
cristalograacuteficos satildeo aplicadas as 14 redes de Bravais tem-se 230 grupos espaciais que
descrevem de maneira uniacutevoca todo o arranjo de objetos idecircnticos dispostos num reticulo
perioacutedico infinito
23 Siacutentese Mecacircnica
Do ponto de vista termodinacircmico um cristal perfeito (um soacutelido livre de defeitos
estruturais fora do equiliacutebrio) eacute o soacutelido que apresenta a menor energia livre de Gibbs e suas
propriedades fiacutesicas satildeo bem determinadas Poreacutem na natureza eacute difiacutecil encontrar cristais livres
de defeitos Esses somente satildeo sintetizados em laboratoacuterios sob condiccedilotildees extremamente
controladas Eacute conhecido que as propriedades fiacutesicas de cristais possuindo defeitos apresentam
desvios em relaccedilatildeo agraves medidas para os cristais perfeitos Esses desvios satildeo tatildeo maiores quanto
maior for a concentraccedilatildeo de defeitos Uma variaccedilatildeo tambeacutem eacute verificada na energia livre de
Gibbs pois sabe-se que centros de defeitos armazenam energia em soacutelidos [2]
A siacutentese mecacircnica (SM) eacute uma teacutecnica de moagem de um mono poacute ou de uma mistura
de dois ou mais poacutes de um composto Eacute comum encontrar na literatura outro termo utilizado
para designar o tratamento de partiacuteculas em poacute no moinho de alta energia Normalmente
associa-se o termo siacutentese mecacircnica ou Mechanical Alloying (MA) ao processo no qual a
mistura de poacutes eacute moiacuteda em conjunto onde a transferecircncia de material que estaacute envolvida tem o
objetivo de se obter uma liga homogecircnea Por outro lado a moagem de poacutes tais como metais
puros onde a transferecircncia de material natildeo eacute necessaacuteria para a homogeneizaccedilatildeo denomina-se
simplesmente moagem mecacircnica ou Mechanical Milling (MM) [9]
De maneira praacutetica pode-se descrever o processo de siacutentese mecacircnica como a
colocaccedilatildeo da amostra no recipiente especiacutefico (normalmente chamado de jarro de moagem)
juntamente com esferas (preferencialmente do mesmo material que o recipiente) a realizaccedilatildeo
da selagem do recipiente para alguns materiais com o intuito de evitar a oxidaccedilatildeo ou ateacute
mesmo contaminaccedilatildeo realiza-se esse procedimento em um ambiente fechado (glove box) com
um gaacutes inerte e finalizando o processo tem-se a fixaccedilatildeo do recipiente no moinho e o iniacutecio do
processo de moagem [9]
18
Pode-se dividir fisicamente o processo de siacutentese mecacircnica de materiais em 4 estaacutegios
bem distintos [25]
I - Estaacutegio inicial as partiacuteculas satildeo deformadas plasticamente assumindo uma forma achatada
A ductilidade do material e energia fornecida no processo de moagem refletem diretamente na
intensidade dessa alteraccedilatildeo O acreacutescimo da aacuterea de superfiacutecie aumenta progressivamente a
probabilidade de soldagem a frio dessas partiacuteculas gerando um aumento do tamanho meacutedio da
partiacutecula
II ndash Segundo Estaacutegio as partiacuteculas satildeo soldadas a frio e requebradas favorecendo a formaccedilatildeo
de um poacute muito fino Eacute neste estaacutegio que ocorre tambeacutem a formaccedilatildeo de partiacuteculas compostas
denominadas de agregados Com o acuacutemulo de deformaccedilatildeo plaacutestica haacute um aumento do
encruamento e da resistecircncia mecacircnica das partiacuteculas Essa situaccedilatildeo aumenta a probabilidade
de fratura das partiacuteculas ou agregados
III ndash Terceiro Estaacutegio nesta fase um certo ldquoequiliacutebriordquo entre os processos de fratura e de
soldagem a frio eacute alcanccedilado Observa-se tambeacutem que as partiacuteculas alcanccedilam um tamanho fixo
Entretanto a energia livre de Gibbs continua a aumentar ateacute alcanccedilar uma saturaccedilatildeo
IV ndash Quarto Estagio eacute caracterizado pelo refinamento da microestrutura desses agregados
Na Figura 7 estatildeo ilustrados os quatro estaacutegios do processo de Siacutentese Mecacircnica
Figura 7 Representaccedilatildeo das fases presentes no processo de SM [25]
19
Eacute bem conhecido que a natureza procura estados fiacutesicos com a menor variaccedilatildeo da
energia livre de Gibbs Assim as substacircncias sob moagem mecacircnica podem ser transformadas
em novas substacircncias ou mudarem de fases cristalograacuteficas visando alcanccedilar esses estados de
menor energia Sabe-se que tais mudanccedilas envolvem determinados mecanismos fiacutesicos como
por exemplo difusatildeo atocircmica atraveacutes de contornos de gratildeos Os mecanismos fiacutesicos envolvidos
no processo SM ainda natildeo satildeo completamente entendidos [9]
Do ponto de vista estrutural cada poacute constituindo a mistura pode ser visto como sendo
formado por duas componentes uma cristalina que eacute sua estrutura cristalograacutefica original e
outra formada pelos centros de defeitos que eacute chamada de componente interfacial Em geral
nos materiais nanoestruturados a componente interfacial ou contornos de gratildeo podem
corresponder a ateacute 50 do volume do material [10]
A Figura 8 ilustra esquematicamente os cristalitos formado por ciacuterculos pretos e o
contorno de gratildeo por ciacuterculos brancos
Figura 8 Modelo de um material nanomeacutetrico Os ciacuterculos pretos e brancos representam
respectivamente a componente cristalina e a interfacial [10]
Embora a sistemaacutetica de preparaccedilatildeo e execuccedilatildeo da SM pareccedila ser simples o processo
possui diversas variaacuteveis que satildeo determinantes na qualidade e nas caracteriacutesticas do produto
final
A dimensatildeo das esferas utilizadas no processo interfere na eficiecircncia de moagem
Esferas grandes otimizam o processo desde que associadas a uma velocidade que permita a
20
transferecircncia da energia de impacto as partiacuteculas do poacute Aleacutem da dimensatildeo a massa das esferas
tambeacutem influencia no resultado final
A BPR (ball-to-powder weight ratio) ou razatildeo entre a massa das esferas e a massa do
poacute possui um efeito significante no tempo necessaacuterio para alcanccedilar uma fase particular na
amostra que estaacute sendo moiacuteda A BPR eacute inversamente proporcional ao tempo exigido na
moagem os valores de BPR podem variar de 11 ateacute valores de 220 1 Contudo BPR muito
grande pode gerar reaccedilotildees indesejaacuteveis como aumento na geraccedilatildeo de calor o que afetaria a
constituiccedilatildeo do poacute [2627]
A velocidade de rotaccedilatildeo do moinho estaacute diretamente associada agrave energia aplicada
atraveacutes de colisotildees das esferas com a amostra assim como na temperatura de processo da SM
Cada moinho possui uma velocidade criacutetica que define a otimizaccedilatildeo do desempenho do
processo Dessa forma deve-se analisar o quanto pode ser vantajoso ou prejudicial uma
temperatura elevada durante o processo da SM
Em alguns casos onde a difusatildeo eacute exigida para promover a homogeneizaccedilatildeo eou fusatildeo
do poacute pode ser vantajosa a elevaccedilatildeo da temperatura Poreacutem em outros casos o aumento da
temperatura pode acelerar o processo de transformaccedilatildeo e resultar na decomposiccedilatildeo de soluccedilotildees
soacutelidas supersaturadas ou outras fases metaestaacuteveis formadas durante a moagem tornando-se
uma desvantagem [26 27]
O paracircmetro mais importante para otimizaccedilatildeo do processo de siacutentese mecacircnica eacute a
determinaccedilatildeo do tempo de execuccedilatildeo Normalmente o tempo de moagem eacute escolhido com o
propoacutesito de conseguir um estado intermediaacuterio entre os estados de fratura e a fusatildeo a frio das
partiacuteculas do poacute A determinaccedilatildeo do tempo seraacute feita com base em vaacuterios paracircmetros como os
anteriormente mencionados Por isso eacute importante considerar que o niacutevel de contaminaccedilatildeo
pode aumentar e algumas fases indesejaacuteveis podem ser formadas quando o poacute eacute moiacutedo por
tempos maiores que o necessaacuterio [27]
A descriccedilatildeo das variaacuteveis adotadas durante o processo de SM eacute fundamental para
garantir a reprodutibilidade bem como para o estudo das influencias que cada paracircmetro pode
exercer sobre as caracteriacutesticas da amostra apoacutes o termino do processo [282930]
Assim apresenta-se na tabela 1 os principais paracircmetros relacionados a
reprodutibilidade do processo de siacutentese mecacircnica
21
Tabela 1 Principais variaacuteveis envolvidas no processo de siacutentese mecacircnica
24 Difraccedilatildeo de Raios X
A difraccedilatildeo de Raios X (DRX) eacute uma teacutecnica poderosa utilizada principalmente quando
se deseja realizar a caracterizaccedilatildeo estrutural de materiais Entretanto sua aplicaccedilatildeo eacute bem mais
ampla e versaacutetil sendo utilizada tambeacutem em aacutereas como a fiacutesica quiacutemica geologia
biotecnologia
Os raios X possuem energia suficiente para penetrarem nos soacutelidos e dessa forma se
mostram apropriados para investigarem estruturas internas Pode-se gerar raios X em
laboratoacuterio tanto pela desaceleraccedilatildeo dos eleacutetrons num alvo metaacutelico quanto pela excitaccedilatildeo dos
eleacutetrons dos aacutetomos alvo O primeiro processo fornece um espectro continuo e largo o segundo
fornece linhas acentuadas no espectro O meacutetodo normalmente utilizado nos equipamentos de
laboratoacuterio consiste em gerar os raios X fazendo com que um eleacutetron de alta energia gerado no
caacutetodo do tubo catoacutedico colida com um alvo metaacutelico acircnodo [31]
O feixe de raios X possui comprimento de onda (λ) caracteriacutestico que varia de acordo
com o material do acircnodo Para aplicaccedilotildees em cristalografia os comprimentos de onda mais
utilizados variam de 05 a 25 Ǻ Tal fato se justifica em virtude da proximidade desses valores
as menores distancias interatocircmicas observadas em materiais orgacircnicos e inorgacircnicos
PARAcircMETROS ENVOLVIDOS NO PROCESSO
1 Tipo de moinho usado
2 Tipo e material dos recipientes de moagem
3 Velocidade de moagem
4 Tempo de moagem
5 A BPR
6 Atmosfera de moagem
7 Agentes de controle de processo
8 Temperatura de moagem
22
O processo fiacutesico de espalhamento de difraccedilatildeo de raios X eacute o espalhamento elaacutestico dos
foacutetons pelos aacutetomos do material analisado que estatildeo dispostos na rede cristalina O
espalhamento ocorre quando o feixe de raios X atinge as nuvens eletrocircnicas que formam os
planos de um soacutelido cristalino em um determinado acircngulo onde uma porccedilatildeo da radiaccedilatildeo eacute
espalhada pela camada de aacutetomos superficiais e a outra parte do feixe natildeo espalhada penetra
na segunda camada de aacutetomos onde outra fraccedilatildeo eacute espalhada e o restante passa para terceira
camada e assim sucessivamente [3132] Pode-se observar uma representaccedilatildeo desse fenocircmeno
na Figura 9
Figura 9 Representaccedilatildeo geomeacutetrica da Lei de Bragg [28]
A teoria baacutesica que define o estudo de materiais cristalinos por difraccedilatildeo de raios X
baseia-se no princiacutepio de que as distribuiccedilotildees espaciais dos eleacutetrons no material definem
diferentes planos atocircmicos portanto esses planos atocircmicos espalham os raios X ndash vistos como
ondas ndash causando interferecircncia construtiva e destrutiva que se manifestam no padratildeo de raios
X como maacuteximos e miacutenimos respectivamente [33]
A ocorrecircncia de maacuteximos e miacutenimos pode ser explicada utilizando-se a Lei de Bragg
Utilizando o auxiacutelio geomeacutetrico da Figura 9 pode-se verificar que o caminho oacutetico percorrido
pelos raios X incidentes no primeiro plano do material eacute diferente do caminho percorrido pelos
feixes refratados no segundo plano A diferenccedila de caminho (δ) pode ser descrita como
δ = 2dhkl119904119890119899120579 (1)
Essa diferenccedila de percurso gera uma diferenccedila de fase (∆120593) entre as ondas refletidas que pode
ser expressa por
23
∆120593 = 2120587 δλfrasl (2)
onde λ eacute o comprimento de onda do feixe de raios X incidente Para um cristal perfeito e infinito
haveraacute interferecircncia construtiva somente quando δ = nλ onde n eacute um nuacutemero inteiro
Dessa forma a condiccedilatildeo para ocorrecircncia de interferecircncia construtiva pode ser expressa como
2119889ℎ119896119897119904119890119899120579 = 119899 λ (3)
Essa relaccedilatildeo eacute conhecia como a Lei de Bragg
Desse modo se o cristal for rotacionado cada conjunto de planos iraacute difratar a radiaccedilatildeo
quando o valor de 2dsenθ satisfizer a equaccedilatildeo Assim os dados de difraccedilatildeo satildeo coletados para
o cristal como um todo O arranjo de feixes difratados considerados em conjunto eacute
denominado padratildeo de difraccedilatildeo de cristal Se o material analisado estiver na forma de um poacute
de pequenos cristalitos aleatoriamente arranjados cada cristalito iraacute produzir seu proacuteprio padratildeo
de difraccedilatildeo [34]
Um ponto importante a ser considerado eacute que a intensidade determinada
experimentalmente definida como a intensidade total de cada difraccedilatildeo e que corresponde as
aacutereas delimitadas pelas respectivas curvas eacute maior que a prevista pela Lei de Bragg Tal
diferenccedila entre o padratildeo real e o previsto por Bragg reside no fato de o cristal natildeo ser perfeito
e nem infinito aleacutem dos feixes de raios X natildeo serem totalmente monocromaacuteticos e a radiaccedilatildeo
incidente natildeo corresponder a feixes perfeitamente paralelos Por tudo isso ao se observar um
padratildeo de raios X verifica-se que os picos possuem a forma de uma funccedilatildeo Gaussiana e natildeo a
de uma funccedilatildeo delta como previsto pela lei de Bragg Assim para valores ligeiramente
diferentes dos acircngulos de Bragg ocorreraacute tambeacutem difraccedilatildeo [35]
Se o material analisado for um liacutequido ou um soacutelido natildeo cristalino (amorfo) o padratildeo
obtido se caracteriza por uma quase completa ausecircncia de periodicidade uma certa ordem
apenas a pequenas distacircncias (de curto alcance) e uma preferecircncia estatiacutestica para uma distacircncia
interatocircmica particular Como consequecircncia os padrotildees tendem a possuir apenas um ou dois
picos alargados
Na Figura 10 ilustra-se as diferenccedilas tiacutepicas observadas nos padrotildees de difraccedilatildeo para
amostras de um cristal perfeito (A) um cristal real (B) e um liquido ou material amorfo (C)
24
Figura 10 Padratildeo de difraccedilatildeo para Cristal perfeito cristal real e liquido ou amorfo respectivamente
O estudo da direccedilatildeo e da intensidade do feixe difratado eacute importante pois permite obter
conclusotildees sobre o fator de estrutura de materiais cristalinos e de materiais amorfos As
intensidades relativas da difraccedilatildeo de estruturas cristalinas dependem do conteuacutedo da ceacutelula
unitaacuteria quanto ao nuacutemeros de eleacutetrons nos aacutetomos posiccedilotildees atocircmicas e da distribuiccedilatildeo
eletrocircnica nos aacutetomos Tem-se entatildeo o fator de estrutura que estaacute diretamente relacionado com
a intensidade das ondas espalhadas no fenocircmeno de difraccedilatildeo em materiais
241 Difratocircmetro
O difratocircmetro eacute constituiacutedo basicamente por um tubo de raios X um porta amostra
onde se incide a radiaccedilatildeo e um detector moacutevel Nos equipamentos modernos a geometria de
Bragg-Brentano se manteacutem com a diferenccedila de que a amostra permanece na posiccedilatildeo horizontal
podendo se movimentar apenas quando se utiliza um sistema de rotaccedilatildeo horizontal sobre o eixo
da amostra Nessa geometria um feixe de radiaccedilatildeo monocromaacutetica incide na amostra em forma
de poacute rotacionada de um acircngulo θ enquanto os dados satildeo coletados por um detector que se
move de 2θ [3637]
Uma representaccedilatildeo esquemaacutetica do funcionamento de um difratocircmetro pode ser vista
na Figura 11 Neste esquema verifica-se que o feixe de Raios X gerado pela fonte (A) sai do
tubo passando pela janela de beriacutelio em forma de uma linha O mesmo passa pela fenda soller
de placas paralelas passando em seguida pela fenda divergente e pela maacutescara que controlam
25
a aacuterea dos Raios X que incidem sobre a amostra (B) O feixe difratado passa pelas fendas anti-
espalhamento de recebimento e soller incidindo no detector (C) apoacutes passar por um
monocromador [353637]
Figura 11 Representaccedilatildeo esquemaacutetica de um Difratocircmetro [35]
As fendas soller tecircm como funccedilatildeo diminuir a divergecircncia axial de um feixe de raios X
A fenda divergente eacute utilizada para limitar a divergecircncia lateral do feixe de raios X de modo
que a superfiacutecie da amostra receba o maacuteximo possiacutevel da radiaccedilatildeo e ao mesmo tempo a
irradiaccedilatildeo do porta amostra seja evitada A maacutescara tem a funccedilatildeo de limitar a aacuterea linear
iluminada sobre a amostra [3839]
O feixe difratado eacute normalmente expresso atraveacutes de picos que se destacam do
background (ou linha de base) registrados num difratograma de intensidade versus o acircngulo
2θ As intensidades obtidas em acircngulos 2θ representadas atraveacutes dos picos nos difratogramas
correspondem agrave difraccedilatildeo do feixe incidente por um determinado conjunto de planos do cristal
que possuem mesma distacircncia interplanar cada qual com iacutendices de Miller hkl (reflexotildees hkl)
A intensidade a posiccedilatildeo angular (2θ) ou distacircncia interplanar (d) e o perfil satildeo as informaccedilotildees
obtidas de cada pico Cada composto cristalino apresenta um padratildeo difratomeacutetrico
caracteriacutestico permitindo sua identificaccedilatildeo atraveacutes das posiccedilotildees angulares e intensidades
relativas dos picos difratados [3639]
Na tabela 2 apresentam-se alguns fatores instrumentais e seus efeitos sobre as posiccedilotildees
forma e larguras dos picos de difraccedilatildeo [414243]
26
Tabela 2 Relaccedilatildeo entre os fatores instrumentais e os efeitos sobre os picos de DRX
25 Meacutetodo de Rietveld
O fiacutesico holandecircs Hugo M Rietveld desenvolveu em 1969 um meacutetodo para refinar
estruturas cristalinas a partir de modelos teoacutericos e de padrotildees de raios X (DRX) ou de necircutrons
[44 45]
O modelo matemaacutetico utilizado no Meacutetodo de Rietveld (MR) refina os perfis teoacutericos
dos picos de difraccedilatildeo de forma que estes perfis se aproximem dos perfis medidos O refinamento
possibilita determinar as propriedades cristalograacuteficas do material analisado como por
exemplo orientaccedilotildees preferenciais (textura) em alguns casos o tamanho meacutedio e a
microdeformaccedilatildeo de cristalitos e as dimensotildees da cela unitaacuteria [44]
Para executar o refinamento de estruturas o MR faz comparaccedilotildees do perfil real de uma
amostra (o observado ou experimental) com espectros teoacutericos calculados a partir de misturas
hipoteacuteticas de fases (o calculado) Compara-se pontualmente os valores obtidos atraveacutes da
diferenccedila entre as intensidades
Os valores satildeo ajustados utilizando-se o meacutetodo dos miacutenimos quadrados ateacute se
conseguir a melhor concordacircncia possiacutevel do padratildeo experimental com o calculado [46]
A diferenccedila entre as intensidades isto eacute a quantidade minimizada no refinamento eacute dada
pela seguinte expressatildeo
Sy = sum 120596119894(119910119894 minus 119910119888119894)2
119894 (4)
FATOR INSTRUMENTAL EFEITO SOBRE O PICO
Alinhamento e colimaccedilatildeo do feixe Afeta na largura e simetria dos picos
Excentricidade da amostra Influecircncia a largura e posiccedilatildeo dos picos
Planaridade da superfiacutecie da
amostra Produz assimetria dos picos em baixos acircngulos
Absorccedilatildeotransparecircncia da amostra Causa deslocamento dos picos alargamento e assimetria
principalmente em amostras com coeficientes de absorccedilatildeo
Tamanho das partiacuteculas e micro
deformaccedilatildeo da rede Causa variaccedilatildeo na largura e forma dos picos
27
Onde 120596119894 representa a intensidade observada no i-eacutesimo ponto (sendo expresso por 120596119894 =
1 119910119894frasl ) e 119910119894 representa a intensidade observada e 119910119888119894 a intensidade calculada [46]
As medidas precisas de intensidades dadas em intervalos de 2θ o incremento de 2θ
constante um modelo inicial proacuteximo a estrutura real da amostra satildeo alguns requisitos que
devem ser analisados antes de se iniciar o refinamento
Deve-se ficar claro que o MR natildeo se trata de um software os programas satildeo utilizados
para realizar os caacutelculos matemaacuteticos requeridos pelo meacutetodo Existem diversos programas
computacionais que usam o MR dentre eles o pacote de programas GSAS (General Structure
Analysis System) [47] e o EXPGUI [48]
Para se descrever o formato dos picos de DRX de materiais nanoestruturados
recomenda-se utilizar a funccedilatildeo perfil pseudo-Voigt de Thompson-Cox-Hasting modificada
(funccedilatildeo de perfil CW 4 no pacote GSAS [47]) que considera o modelo anisotroacutepico de Stephens
e efeitos de textura [4950]
Nesta funccedilatildeo de perfil a largura a meia altura (FWHM) das partes gaussiana (ΓG) e
Lorentziana (ΓL) eacute expressa da seguinte forma
Γ119866 = [(119880 + (1 minus 120578)2119889ℎ1198961198974 Γ119878
2(ℎ119896119897))1199051198861198992120579 + 119881119905119886119899120579 + 119882 +119875
1198881199001199042120579]
12
(5)
e
Γ119871 = 120578119889ℎ1198961198972 Γ119878(ℎ119896119897) 119905119886119899120579 +
119883+119883119890119888119900119904120601
119888119900119904120579 (6)
Onde dhkl eacute a distacircncia entre os planos da rede e θ eacute o acircngulo de Bragg Na parte gaussiana os
paracircmetros V e W dependem dos instrumentos Os paracircmetros P e o termo X + Xecosφ
descrevem respectivamente as contribuiccedilotildees Gaussianas e Lorentzianas para o tamanho de
cristalito Os paracircmetros P e X correspondem ao tamanho de cristalito isotroacutepico enquanto Xe
expressa efeitos de tamanho de cristalito anisotroacutepicos φ eacute o acircngulo entre o vector de reflexatildeo
e o seu respectivo eixo de ampliaccedilatildeo
O paracircmetro de tensatildeo isotroacutepica U e o paracircmetro de tensatildeo anisotroacutepica ΓS (hkl)
expressam o alargamento de pico causado por deformaccedilotildees na rede cristalina ΓS (hkl) eacute uma
28
funccedilatildeo do alargamento (hkl) e depende da simetria de cristal [4950] O paracircmetro η eacute um
coeficiente de mistura que determina as contribuiccedilotildees do alargamento gaussiano (η = 0) e
Lorentziano (η = 1)
O tamanho de cristalito aparente pode ser determinado pela formula de Scherrer
Considerando o refinamento de todos esses paracircmetros para ajustar as larguras de linha e
assumindo que a contribuiccedilatildeo da distribuiccedilatildeo de tamanho de cristalitos eacute anisotroacutepica isto eacute
fazendo P = 0 na equaccedilatildeo 5 pode-se calcular o tamanho de cristalito (lang119889rang) pela seguinte foacutermula
[52]
lang119889rang =(18000119870120582)
119871119909120587 (7)
Considerando tambeacutem que as microtensotildees satildeo isotroacutepicas e fazendo ΓS (hkl) =0 na
equaccedilatildeo 6 pode-se calcular seu percentual pela foacutermula contida no Manual do GSAS [52]
assim a microdeformaccedilatildeo (ε) pode ser expressa por
120576 =120587
18000radic(81198971198992)(119866119880 minus 119866119880119900)100 (8)
Onde GUo eacute o valor previamente obtido do material padratildeo utilizado na calibraccedilatildeo do
equipamento Os valores obtidos para a amostra padratildeo satildeo considerados como iniciais para
paracircmetros ajustaacuteveis e mantidos fixos para os demais durante o ajuste de difratogramas de
amostras em estudo [53]
Durante o refinamento pelo meacutetodo de Rietveld um conjunto de paracircmetros varaacuteveis eacute
calculado e refinado em relaccedilatildeo aos dados digitalizados do difratograma abaixo apresenta-se
um breve detalhamento desses paracircmetros [414243]
29
1- Fator de escala corresponde agrave correccedilatildeo de proporcionalidade entre o padratildeo
difratomeacutetrico calculado e o observado
2- Linha de base (background) eacute corrigida a partir de dados coletados no proacuteprio
difratograma e da interpolaccedilatildeo entre estes pontos Eacute importante conhecer o
comportamento da linha de base jaacute que esta fornece informaccedilotildees a respeito da presenccedila
de fases amorfas na amostra e pode ser incluiacuteda em uma rotina de quantificaccedilatildeo das
fases envolvidas
3- Perfil de pico conjunto de funccedilotildees analiacuteticas em que se modelam efeitos relacionados
ao perfil Algumas equaccedilotildees analiacuteticas satildeo propostas para corrigir estes efeitos como
as equaccedilotildees Gaussiana Lorentziana e de assimetria
4- Paracircmetros da ceacutelula Podem ser corrigidos pela Lei de Bragg (nλ=2dsenθ) onde o
espaccedilamento d estaacute relacionado aos iacutendices de Miller e portanto aos paracircmetros de
ceacutelula (a b c α β γ) A indexaccedilatildeo dos picos eacute feita levando-se em conta os paracircmetros
da ceacutelula e a intensidade calculada o que mostra certa vantagem em relaccedilatildeo a teacutecnicas
convencionais pois todos os paracircmetros que influenciam na discrepacircncia dos valores
de d satildeo refinados conjuntamente com os das intensidades
5- Fator de estrutura os paracircmetros variaacuteveis deste fator satildeo posiccedilotildees atocircmicas fatores
de temperatura isotroacutepicos ou anisotroacutepicos e o nuacutemero de ocupaccedilatildeo
6- Deslocamento paracircmetros de correccedilatildeo dos deslocamentos devido agrave fuga do ponto focal
da oacuteptica do difratocircmetro
7- Orientaccedilatildeo preferencial correccedilatildeo de problemas gerados na preparaccedilatildeo de amostra
Trabalhos da literatura mostram que a reduccedilatildeo computacional da orientaccedilatildeo preferencial
tem eficiecircncia limitada daiacute a preocupaccedilatildeo em controlar este efeito durante a preparaccedilatildeo
da amostra
30
251 Iacutendices de avaliaccedilatildeo da qualidade do refinamento
A qualidade do refinamento deve ser verificada atraveacutes de indicadores estatiacutesticos
numeacutericos que satildeo utilizados durante o processo iterativo (caacutelculos) e apoacutes o teacutermino deste
para aferir se o refinamento estaacute se procedendo de modo satisfatoacuterio [46]
Os refinamentos realizados no software GSAS [47] devem ser acompanhados no que
diz respeito a convergecircncia ao miacutenimo global por iacutendices de confiabilidade para julgar a
qualidade dos mesmos dentre eles o Rwp (R ponderado) e o 1205362 chamado de ldquogoodnees of fit
os quais estatildeo relacionados com o perfil do difratograma [46]
O Rwp eacute expresso por
119877119908119901 = ( radicsum 120596119894(119910119894minus 119910119888119894)2
119894
sum 120596119894(119910119894)2119894
) 119909 100 (9)
O denominador do Rwp eacute a funccedilatildeo de minimizaccedilatildeo (equaccedilatildeo 4) Esse eacute o iacutendice que deve
ser analisado para verificar se o refinamento estaacute convergindo Se o valor de Rwp estaacute
diminuindo entatildeo o refinamento estaacute sendo bem-sucedido Bons refinamentos fornecem
valores de Rwp da ordem de 2 a 10 tipicamente se encontram entre 10 e 20 [46]
O Rexp eacute o valor estatisticamente esperado sendo expresso conforme [54]
119877119890119909119901 = [(119873minus119875)
sum 119908119894(119910119894(119900119887119904))sup2]
12frasl
(10)
Por sua vez o 1205362 eacute definido como
1205942 = 119877119908119901
119877119890119909119901 (11)
Trata-se de um iacutendice frequentemente utilizado estando relacionado agrave qualidade do
ajuste entre o difratograma calculado e o observado Espera-se que seu valor seja equivalente a
10 em um refinamento perfeito sendo que na praacutetica valores em torno de 50 caracterizam
refinamentos otimizados [43] O Rexp utilizado para se determinar o valor de 1205362 eacute o valor
estatisticamente esperado para o Rwp
31
252 GSAS-EXPGUI
O diagrama de blocos da Figura 12 descreve os procedimentos a serem seguidos para se
iniciar um refinamento no software EXPGUI [48]
Figura 12 Diagrama de blocos com ordem dos procedimentos para iniacutecio do refinamento no EXPGUI
Iniciar o programa
Adicionar as fases
Inserir o Difratograma Experimental
Inserir o arquivo PRM
Escolha da funccedilatildeo de background
powpref
genles
Abertura do programa com criaccedilatildeo de um novo arquivo referente ao
refinamento que seraacute iniciado
A adiccedilatildeo das fases presentes na amostra normalmente utiliza-se arquivos
com as informaccedilotildees cristalograacuteficas com a extensatildeo cif
Insere-se o arquivo contendo o difratograma experimental (com a extensatildeo
gsas)
Inserir o PRM O arquivo PRM conteacutem informaccedilotildees instrumentais do
difratocircmetro utilizado como por exemplo o nome do difratocircmetro o
comprimento de onda da radiaccedilatildeo utilizada a polarizaccedilatildeo e os paracircmetros de
perfil relacionados ao alargamento instrumental
O passo seguinte eacute a escolha da funccedilatildeo de background e o nuacutemero de termos
que se iraacute utilizar O programa dispotildee de 8 tipos de funccedilotildees background Na
sequecircncia deve-se escolher a funccedilatildeo de perfil que iraacute modelar os picos de
difraccedilatildeo O GSAS possui cinco funccedilotildees Nesse trabalho utilizou-se a funccedilatildeo
nuacutemero 4
Preparar e carregar os dados
Prepara para rodar os ciclos de refinamento
32
Concluiacutedo os processos descritos na Figura 12 inicia-se o refinamento dos paracircmetros
vale ressaltar que a utilizaccedilatildeo da funccedilatildeo perfil pseudo-Voigt de Thompson-Cox-Hasting
modificada embora seja mais interessante para refinamentos de estruturas ela pode apresentar
alguma complicaccedilatildeo devido agrave grande quantidade de paracircmetros altamente correlacionados (GU
GV GW GP LX) que tornam a convergecircncia um desafio agrave paciecircncia
Entretanto a sua aplicaccedilatildeo pode ser significativamente simplificada se um refinamento
preacutevio de uma amostra padratildeo for realizado e os paracircmetros instrumentais obtidos forem
usados como paracircmetros iniciais para o refinamento do material desejado [46]
Na Figura 13 apresenta-se um print da interface do EXPGUI Durante os procedimentos
de refinamento
Figura 13 Interface do EXPGUI para refinamento dos paracircmetros
Para refinamento dos paracircmetros o conhecimento da correlaccedilatildeo de cada fator torna mais
faacutecil o sucesso e a qualidade final do refinamento Escolhendo-se a funccedilatildeo de perfil 4 tem-se as
seguintes correlaccedilotildees mostradas na tabela 3
33
Tabela 3 Correlaccedilotildees e definiccedilotildees para as variaacuteveis envolvidas no refinamento pelo MR no EXPGUI
PARAcircMETRO CORRELACcedilAtildeO NO MODELO REFINADO
GV e GW Definem a largura da gaussiana relacionada ao alargamento instrumental
GU Define a largura da gaussiana relacionada agrave micro deformaccedilatildeo da rede
GP Define a largura da gaussiana relacionada ao tamanho de cristalito
LX Define a largura da lorentziana relacionada ao tamanho de cristalito
PTEC Avalia a anisotropia do tamanho de cristalito relacionada ao alargamento de
Lorentz
SHKL Define a micro deformaccedilatildeo da rede relacionada ao alargamento de Lorentz Seu
nuacutemero de termos depende da simetria de Laue
TRNS Descreve a profundidade de penetraccedilatildeo dos raios X em uma amostra
SHFT Determina o deslocamento em 2θ devido agrave posiccedilatildeo da amostra no porta amostra
SFEC Avalia a anisotropia quando haacute falhas de empilhamento da rede
ETA Eacute o termo de mistura entre as contribuiccedilotildees de Gauss e de Lorentz
SL e HL Satildeo termos de assimetria relacionados agrave divergecircncia axial
25 Calorimetria Diferencial de Varredura
A calorimetria diferencial de varredura (Differential Scanning Calorimetry- DSC) eacute um
meacutetodo de medida bem estabelecido e usado numa ampla escala em diferentes aacutereas de
pesquisa Com as medidas de DSC eacute possiacutevel investigar a evoluccedilatildeo teacutermica dos materiais e
tambeacutem avaliar grandezas como pureza capacidade teacutermica calor de transiccedilatildeo transiccedilotildees
viacutetreas relaxaccedilatildeo teacutermica [2]
O sistema DSC consiste na detecccedilatildeo de um sinal eleacutetrico gerado pela diferenccedila de
temperatura entre o material de referecircncia cujo comportamento com a temperatura eacute conhecido
e o material que estaacute sendo investigado (amostra) O DSC eacute um meacutetodo calorimeacutetrico no qual
satildeo medidas diferenccedilas de energia A Figura 14 ilustra a configuraccedilatildeo de um DSC
34
Figura 14 Ilustraccedilatildeo da configuraccedilatildeo de um DSC
As curvas construiacutedas com os dados DSC permitem identificar substacircncias construir
diagramas de fase aleacutem de determinar a fraccedilatildeo de cristalinidade dos materiais A amostra natildeo
inerte pode sofrer periodicamente fenocircmenos de absorccedilatildeo ou geraccedilatildeo de calor em funccedilatildeo do
tempo temperatura e posiccedilatildeo do meio Entre os processos de absorccedilatildeo de calor (endoteacutermicos)
pode-se destacar a fusatildeo a sublimaccedilatildeo a adsorccedilatildeo e entre os processos de geraccedilatildeo de calor
(exoteacutermicos) destacam-se a cristalizaccedilatildeo e a desorccedilatildeo
De acordo com o fenocircmeno ocorrido com a amostra no interior do equipamento a curva
gerada poderaacute apresentar picos endoteacutermicos ou exoteacutermicos a associaccedilatildeo dos dados com um
diagrama de fases um DRX ou outra teacutecnica poderaacute ser necessaacuterio para se extrair informaccedilotildees
consistentes A Figura 15 ilustra as possiacuteveis configuraccedilotildees encontradas em uma curva tiacutepica
de DSC
Figura 15 Representaccedilatildeo graacutefica dos padrotildees geneacutericos de picos apresentados no DSC
35
Dentre os possiacuteveis fenocircmenos apresentados por uma amostra em um DSC pode-se
obter picos exoteacutermicos ou endoteacutermicos Pode-se calcular a energia de ativaccedilatildeo (Ea) necessaacuteria
para promover a cristalizaccedilatildeo ou a nucleaccedilatildeo de uma fase Para tanto eacute necessaacuterio conhecer
valores de temperaturas de pico de cristalizaccedilatildeo (Tc) medidas para diferentes taxas de
aquecimento constantes (τ) e aplicar esses valores na equaccedilatildeo de Kissinger mostrada abaixo
[2]
119897119899 (τ
1198791198882) = minus
119864119886
119877119879119888+ 119888 (12)
onde R = 831 Jmol K eacute a constante molar dos gases e c eacute uma constante arbitraria
36
3 PROCEDIMENTOS EXPERIMENTAIS
31 Produccedilatildeo da Amostra
Para produccedilatildeo da amostra de Bi3Ni utilizou-se a formula AxBy onde x + y =100 e as
relaccedilotildees abaixo descritas as quais permitem encontrar os valores em fraccedilatildeo da massa de cada
componente
119872119879119900119905119886119897 = (119909
119909+119910) 119872119860 + (
119910
119909+119910) 119872119861
119876119860 = (119909
119909+119910)
119872119860
119872119879119874119879119860119871 e (13)
119876119861 = (119910
119909 + 119910)
119872119861
119872119879119874119879119860119871
onde MTotal = massa total a ser pesada MA = massa do elemento A (constante na Tabela
Perioacutedica) MB = massa do elemento B (constante na Tabela Perioacutedica) QA = fraccedilatildeo da massa
do elemento A a ser pesada e QB = fraccedilatildeo da massa do elemento B a ser pesada
Considerando-se as relaccedilotildees acima a amostra composta pelos elementos quiacutemicos
Niacutequel (Ni) e Bismuto (Bi) foi produzida com a massa total de 3 gramas sendo 026 gramas
de Ni (Alfa Aesar com 9995 de pureza e com tamanho de partiacutecula de minus100 mesh) e 274
gramas de Bi (Alfa Aesar com 9995 de pureza e com tamanho de partiacutecula de minus100 mesh)
Para pesagem foi utilizada a balanccedila eletrocircnica de alta precisatildeo (001mg) SHIMADZU modelo
(AUW220D)
32 Siacutentese Mecacircnica
Apoacutes a preparaccedilatildeo da amostra iniciou-se a fase da moagem mecacircnica Para tal utilizou-
se o moinho High Energy Ball Mill Emax da Retsch pertencente ao Laboratoacuterio de Siacutentese e
Caracterizaccedilatildeo de Nanomateriais (LSCN) do IFAM O moinho Emax combina vantagens de
diversos tipos de moinho tais como impacto de alta frequecircncia (moinho oscilante) atrito
37
intenso (moinho oscilante de discos) e movimentos rotativos controlados do vaso de moagem
(moinho de bolas planetaacuterio) o que proporciona um oacutetimo desempenho [55]
Na Figura 16 satildeo mostradas as imagens do moinho na imagem agrave esquerda observa-se a posiccedilatildeo
de fixaccedilatildeo dos dois jarros de moagem
Figura 16 Moinho High Energy Ball Mill Emax
Os suportes de cada vaso satildeo afixados sobre dois discos que giram no mesmo sentido
movendo assim os vasos por uma trajetoacuteria circular sem que estes modifiquem sua orientaccedilatildeo
A accedilatildeo combinada da geometria dos vasos e da mecacircnica do movimento gera um forte atrito
entre as bolas a amostra e as paredes do vaso bem como uma elevada aceleraccedilatildeo que lanccedila as
bolas com forte impacto contra a amostra junto agraves paredes do vaso Disso resulta uma melhor
mistura das partiacuteculas e uma menor granulometria final [55]
O moinho possui um sistema de resfriamento por aacutegua permitindo que a elevada
aplicaccedilatildeo de energia possa ser aproveitada com eficiecircncia no processo de moagem sem que a
amostra se superaqueccedila
A amostra foi colocada no jarro de moagem juntamente com 3 esferas de accedilo inoxidaacutevel
com massa total de 2092 g resultando numa BPR aproximada de 71 O jarro de moagem foi
levado a glove box onde foi realizado o vaacutecuo do ambiente com a posterior injeccedilatildeo de gaacutes
Argocircnio e a selagem do vaso de moagem Esse procedimento teve como objetivo evitar uma
possiacutevel oxidaccedilatildeo da amostra durante a moagem mecacircnica
38
Na Figura 17 eacute possiacutevel visualizar o jarro de moagem em dois momentos sendo o
primeiro entes do fechamento com as esferas e a amostra e posteriormente durante o processo
de fechamento dentro da glove box
Figura 17 Preparaccedilatildeo e selagem do vaso de moagem
O primeiro processo de moagem da mistura foi realizado durante uma hora Apoacutes esse
tempo o jarro foi aberto e feito uma Difraccedilatildeo de Raios X (DRX) da amostra Seguiu-se entatildeo
para selagem do vaso de moagem e preparaccedilatildeo para novo ciclo de moagem O intervalo de
moagem passou a ser de 3 horas sendo realizado em trecircs etapas de 1 hora entre cada etapa
houve um intervalo de 5 minutos para resfriamento da amostra realizadas sem abertura do jarro
de moagem
No procedimento foi utilizada a rotaccedilatildeo de 1000 rpm a temperatura do vaso variou de
27 degC agrave 39 degC no final da moagem Apoacutes as 3 horas de moagem o vaso foi aberto e realizou-se
um DRX da amostra Esse processo se repetiu por seis vezes tendo gerado intervalos de tempo
de1h 4hs 7hs 10hs 13hs 16hs e 19hs de moagem
O fim da moagem foi estabelecido com base na anaacutelise dos difratogramas da amostra e
da constataccedilatildeo de equiliacutebrio na evoluccedilatildeo ou formaccedilatildeo de novas fases
39
33 Difraccedilatildeo de Raios X
As medidas de DRX foram realizadas no Laboratoacuterio de Materiais (LabMat) da UFAM
utilizando um Difratocircmetro de Raio-X modelo Empyrean da PANalytical com radiaccedilatildeo CuKα1
de 1 5406 Aring e se dividiram em duas etapas
A primeira etapa foi realizada com os intervalos de 1h 4hs 7hs 10hs 13hs 16hs e 19
horas e teve como finalidade acompanhar a evoluccedilatildeo estrutural da amostra e confirmar a
formaccedilatildeo da fase uacutenica de Bi3Ni
A Figura 18 apresenta o porta amostra em duas etapas distintas a primeira com a
amostra sendo preparada adequadamente e na segunda pronta para a realizaccedilatildeo do DRX
Figura 18 Preparaccedilatildeo da amostra para realizaccedilatildeo de DRX
Os difratogramas experimentais gerados foram submetidos agrave identificaccedilatildeo das fases
cristalinas atraveacutes de comparaccedilotildees com padrotildees difratomeacutetricos disponibilizados no banco de
dados do Inorganic Crystal Structure Database ndash ICSD
Na Figura 19 apresenta-se o goniocircmetro difratocircmetro de raio-X modelo Empyrean da
PANalytical
40
Figura 19 Difratocircmetro de Raio-X modelo Empyrean da PANalytical
Os padrotildees usados de DRX foram os seguintes
Faixa de acircngulo 10 ndash 100deg
Velocidade de escaneamento 1deg min
Tempo aproximado de realizaccedilatildeo do difratograma 45 min
Tubo de raio-X de cobre (Cu)
Voltagem 40 kV
Corrente 30 mA
Divergecircncia de fenda 10 (deg)
Dispersatildeo de fenda 10 (deg)
A segunda etapa das medidas de DRX foi realizada com uso do forno e medidas in situ
tendo sido realizadas com a amostra moiacuteda por 19 horas nas temperaturas de 250 2500 3000 e
350 0C essas medidas tiveram a finalidade de acompanhar o comportamento estrutural em
funccedilatildeo da temperatura e estudar a estabilidade teacutermica da amostra Detalhes do forno estatildeo
ilustrados nas Figuras 20
41
Figura 20 Preparaccedilatildeo da amostra e porta amostra no forno do DRX
A primeira mediccedilatildeo foi realizada a temperatura de 25 oC seguindo-se de um
aquecimento a taxa de 10 oCmin ateacute atingir a temperatura de 250 oC apoacutes atingir a temperatura
procedeu-se uma execuccedilatildeo de uma isoteacutermica por 10 minutos antes da mediccedilatildeo in situ de DRX
O procedimento foi repetido para as temperaturas de 300 oC e 350 oC conforme pode-se
observar na rampa de aquecimento da Figura 21
Figura 21 Rampa de aquecimento para medidas in situ de DRX
34 Refinamento pelo Meacutetodo de Rietveld
Para realizaccedilatildeo dos refinamentos pelo MR desta dissertaccedilatildeo utilizou-se o programa
GSAS (General Structure Analysis System) e o EXPGUI [4748]
42
Para se descrever o formato dos picos de DRX utilizou-se a funccedilatildeo perfil pseudo-Voigt
de Thompson-Cox-Hasting modificada funccedilatildeo de perfil CW 4 no pacote GSAS que considera
o modelo anisotroacutepico de Stephens e efeitos de textura [4950]
Para o coeficiente de mistura (η) que determina as contribuiccedilotildees do alargamento
gaussiano (η = 0) e Lorentziano (η = 1) nas equaccedilotildees 5 e 6 foi utilizado neste trabalho o valor
de η = 075
Os coeficientes de alargamento instrumental V e W constantes na equaccedilatildeo 5 foram
previamente obtidos a partir do DRX de uma amostra padratildeo bem cristalizada e mantidos fixos
no refinamento dos dados experimentais
Para o caacutelculo do tamanho meacutedio de cristalito com o uso da equaccedilatildeo 7 utilizou-se o
valor de K = 091 e 120582=0154056 nm
O GSAS dispotildee de 8 tipos de funccedilotildees de background neste trabalho utilizou-se a funccedilatildeo
polinomial de Chebyshev o nuacutemero de termos variou tendo sido utilizados 20 termos na funccedilatildeo
polinomial para refinamentos com a presenccedila da fase amorfa e 6 termos apoacutes a cristalizaccedilatildeo da
fase amorfa
Para iniacutecio do refinamento no programa EXPGUI foi utilizado o diagrama de blocos da
Figura 12 e para o refinamento dos paracircmetros as correlaccedilotildees da tabela 3
35 Tratamento Teacutermico
Foi realizado um tratamento teacutermico na amostra moiacuteda por 19 horas com a finalidade
de promover o relaxamento dos defeitos e tensotildees causados durante a moagem mecacircnica e a
cristalizaccedilatildeo da fase amorfa presente A partir da temperatura ambiente 25 oC iniciou-se o
aquecimento a uma taxa de 10 oCmin A temperatura final foi de 800 oC seguindo-se do
desligamento do forno que se manteve fechado ateacute que a temperatura da amostra atingisse
25 oC Em seguida a amostra foi retirada do forno e foi realizado um DRX Utilizou-se um forno
tubular com tubo de quartzo e uma atmosfera com fluxo constante de gaacutes argocircnio ilustrado
na Figura 22
43
Figura 22 Forno utilizado para realizar o tratamento teacutermico
36 Calorimetria Diferencial de Varredura (DSC)
As medidas de DSC foram realizadas na amostra moiacuteda por 19 horas em uma ceacutelula
Netzsch modelo DSC 3500 Sirius pertencente ao Laboratoacuterio de Termo ciecircncias da UFAM
Para realizaccedilatildeo das medidas utilizou-se um fluxo de proteccedilatildeo de N2 a 50 mlmin com
temperatura inicial de 25 oC e temperatura final de 550 oC
Foram realizadas quatro medidas com as taxas de transferecircncia de calor de 25 oCmin
5 oCmin 10 oCmin e 20 oCmin Foram utilizados cadinhos (porta amostra) de alumiacutenio e a
massa meacutedia de 22 mg de amostra foi utilizada nos quatro experimentos
Na Figura 23 eacute mostrada a ceacutelula Netzsch modelo DSC 3500 Sirius onde foram
realizadas as medidas e os cadinhos sendo dois fechados e um com a amostra visiacutevel
Figura 23 Equipamento utilizado para realizar o DSC
44
4 RESULTADOS E DISCUSSOtildeES
41 Evoluccedilatildeo estrutural
A Figura 24 mostra a evoluccedilatildeo estrutural durante o processo de siacutentese conforme
descrito nos procedimentos experimentais Qualitativamente podemos ver nesta figura uma
modificaccedilatildeo gradativa dos padrotildees de difraccedilatildeo O pico mais intenso da amostra moiacuteda por 1
hora corresponde ao plano (1 0 -2) do Bi precursor
Acompanhando o comportamento deste plano em especiacutefico constata-se que entre a
primeira e a quarta hora o mesmo sofre apenas uma ligeira diminuiccedilatildeo Concomitantemente
com este decreacutescimo emergem pequenos novos picos em 2θ aproximadamente entre 28 e 35o
Com 7 horas de moagem os novos picos satildeo evidentes e foram identificados junto agrave base de
dados do ICSD como a estrutura desejada Bi3Ni grupo espacial Pnma (cartatildeo nuacutemero 391336)
Em 13 horas de moagem o pico do Bi atinge seu miacutenimo e segue estaacutevel ateacute 19 h de moagem
Dada a observaccedilatildeo da estabilizaccedilatildeo estrutural o processo foi interrompido Uma anaacutelise mais
detalhada dos difratogramas seraacute mostrada e discutida na sequecircncia
Figura 24 Padratildeo de difraccedilatildeo observado para amostra e Bi3Ni durante todo intervalo de moagem
10 20 30 40 50 60 70 80
19h
16h
1h
10h
1h
7h
4h
2(graus)
1h
13h
Inte
nsid
ade (
ua
)
45
Na Figura 25 mostramos a indexaccedilatildeo das fases na primeira hora de moagem onde foi
verificada o iniacutecio da nucleaccedilatildeo do Bi3Ni Tambeacutem eacute possiacutevel observar os picos do elemento
precursor minoritaacuterio no caso o Niacutequel (cartatildeo ICSD 64703)
Figura 25 Difratograma obtido apoacutes a primeira hora de moagem
Seguindo o processo de moagem conforme descrito nos procedimentos experimentais
a amostra foi moiacuteda por mais 3 horas totalizando 4 horas de moagem os difratogramas obtidos
satildeo apresentados nas Figuras 26 e 27 Nesta etapa jaacute natildeo eacute mais possiacutevel identificar a presenccedila
dos picos referentes ao niacutequel dessa forma somente satildeo observados os picos do bismuto e do
Bi3Ni Poreacutem como verificamos na Figura 24 a nucleaccedilatildeo da liga Bi3Ni continua ocorrendo
sistematicamente
Na Figura 26 mostramos uma comparaccedilatildeo do difratograma padratildeo de Bi3Ni (cartatildeo
nuacutemero 391336 do ICSD) com o difratograma da amostra moiacuteda por 4 horas plotados em
conjunto para destacar a nucleaccedilatildeo da fase de Bi3Ni
Na Figura 27 apresenta-se o resultado do refinamento pelo meacutetodo de Rietveld para as
4 horas de moagem Eacute possiacutevel verificar um bom acordo entre o padratildeo de DRX da amostra e
o padratildeo refinado por MR Os fatores de qualidade podem ser verificados na tabela 4 Neste
refinamento obtivemos uma fraccedilatildeo de fase equivalente a 67 de Bi e 33 de Bi3Ni
46
Figura 26 Difratograma da amostra moiacuteda durante 4 horas (curva com ruiacutedo) e o padratildeo idealizado
do Bi3Ni calculado a partir do arquivo CIF (cartatildeo ICSD no 391336)
Figura 27 Padratildeo observado no DRX (4horas) calculado e residual obtidos no refinamento pelo MR
10 20 30 40 50 60 70 80
23 24 25 26 27 28 29 30 31 32 33
Inte
nsid
ade (
ua
)
2(graus)
4 horas
CIF Bi3Ni
10 20 30 40 50 60 70 80
Experimental
Calculado
Residual
Inte
nsid
ade (
u a)
2 (graus)
4 horas
25 30 35 40 45
47
Em todas as etapas do processo de moagem foram obtidos refinamentos com iacutendices de
qualidade muito semelhantes Natildeo houve alteraccedilatildeo nos acircngulos da ceacutelula unitaacuteria do composto
de Bi3Ni que permanecerem com α= β= λ = 90o Os valores obtidos para os iacutendices de avaliaccedilatildeo
da qualidade e os paracircmetros de rede encontram-se na tabela 4
Tabela 4 Valores de Rwp e 1205362 obtidos nos refinamentos realizados durante o processo de moagem
mecacircnica para o Bi3Ni
Com os resultados obtidos nos refinamentos determinou-se as contribuiccedilotildees em
porcentagem de cada fase em funccedilatildeo do tempo de moagem Verifica-se que apoacutes a primeira
hora de moagem natildeo se identifica no difratograma a presenccedila de Ni entretanto a fase de Bi3Ni
continua nucleando indicando que ainda existe niacutequel disponiacutevel para a formaccedilatildeo desta fase
Pode-se conceber algumas hipoacuteteses para este fato A primeira refere-se agrave sensibilidade do
equipamento de DRX que natildeo identifica precisamente elementos com fraccedilatildeo de fase menor
que 10 Outa hipoacutetese provaacutevel pode ser atribuiacutea a uma adesatildeo do niacutequel nas paredes do jarro
de moagem ou nas esferas de accedilo tendo em vista sua ductilidade
Na Figura 28 foi plotado a fraccedilatildeo de cada uma das fases presentes no processo de
moagem em funccedilatildeo do tempo Fica evidente que apoacutes a primeira hora a fraccedilatildeo de fase do niacutequel
eacute zero mas continua ocorrendo a nucleaccedilatildeo do Bi3Ni que estabiliza em 13 horas
TEMPO DE MOAGEM RWP 1205362 PARAcircMETROS DE REDE DO BI3NI
a (Å) b (Å) c (Å) Volume (Å3)
4 HORAS 77 139 8890(9) 4102(1) 11502(1) 41949(6)
7 HORAS 70 137 8891(3) 4106(1) 11500(1) 41986(9)
10 HORAS 71 131 8888(1) 4104(8) 11495(1) 41939(5)
13 HORAS 65 124 8893(5) 4104(3) 11507(1) 42003(2)
16 HORAS 64 124 8888(7) 4102(9) 11499(9) 41940(1)
19 HORAS 63 123 8894(1) 4105(1) 11506(5) 42012(3)
48
Figura 28 Fraccedilatildeo das fases de Ni Bi e Bi3Ni em funccedilatildeo do tempo de moagem
Utilizando-se a equaccedilatildeo 7 com os dados obtidos no refinamento pelo MR calculou-se
o tamanho meacutedio dos cristalitos de Bi3Ni em funccedilatildeo do tempo de moagem Na Figura 29
apresenta-se em forma de um graacutefico os valores obtidos Observamos que entre a quarta e a
seacutetima hora haacute um aumento aproximado de 14 no tamanho meacutedio do cristalito pode-se
atribuir esse aumento a uma possiacutevel deformaccedilatildeo plaacutestica da amostra acarretando num
acreacutescimo da aacuterea de superfiacutecie o que aumentaria progressivamente a probabilidade de
soldagem a frio dessas partiacuteculas gerando assim um aumento do tamanho meacutedio do cristalito
Entre a seacutetima e a deacutecima hora de moagem ocorre uma reduccedilatildeo de 26 no tamanho do
cristalito maior valor percentual obtido entre intervalos de moagem Entre a deacutecima sexta e a
deacutecima nona hora haacute uma estabilizaccedilatildeo no processo de reduccedilatildeo do tamanho de cristalito
Obtivemos no final do processo uma reduccedilatildeo total de aproximadamente 59 o que representa
um tamanho meacutedio de cristalito na ordem de 2653 nm
Plota-se na Figura 29 um graacutefico com tamanho meacutedio de cristalito do composto Bi3Ni
em funccedilatildeo do tempo de moagem
0 5 10 15 20
0
20
40
60
80
100
Fra
ccedilao d
e fases (
)
Tempo de moagem ( horas)
Bi
Bi3Ni
Ni
49
Figura 29 Tamanho meacutedio de cristalito de Bi3Ni em funccedilatildeo do tempo de moagem
Natildeo houve formaccedilatildeo de novas fases ou aparentemente quaisquer outras alteraccedilotildees
significativas apoacutes a deacutecima terceira hora de moagem Os uacutenicos efeitos com a continuaccedilatildeo da
moagem foram a melhora da cristalizaccedilatildeo da fase de interesse e o aumento de intensidade do
perfil referente a fase amorfa Poreacutem o processo de moagem totalizou 19 horas a finalidade
deste intervalo apoacutes a estabilizaccedilatildeo de formaccedilatildeo da fase pretendida foi verificar a possibilidade
de oxidaccedilatildeo da amostra que ficou exposta ao ambiente durante a execuccedilatildeo do DRX
Observa-se nos difratogramas da Figura 24 a formaccedilatildeo de uma acentuada elevaccedilatildeo na
linha de base entre a faixa de 2θ que vai de aproximadamente 26deg a 36deg A forma ou perfil
dessa elevaccedilatildeo eacute um forte indicio do aparecimento de uma fase amorfa Para alcanccedilar bom
acordo nos refinamentos Rietveld foram necessaacuterios 20 termos na funccedilatildeo polinomial de
Chebyshev para descrever estas linhas de base (background)
Analisando-se portanto os difratogramas referentes agraves etapas de 10 13 16 e 19 horas
eacute possiacutevel identificar o crescimento dessa fase amorfa conforme mostramos na Figura 30
4 6 8 10 12 14 16 18 20
25
30
35
40
45
50
55
Ta
ma
nh
o m
eacuted
io d
e c
rista
lito
(n
m)
Tempo de moagem (horas)
50
Estas curvas satildeo particularmente interessantes uma vez que podemos avaliar as
distacircncias R entre os primeiros vizinhos da fase desordenada aplicando a equaccedilatildeo de Ehrenfest
que pode ser expressa como [56]
2Rsen(θ) = 123λ (14)
O maacuteximo destas curvas correspondem a 2θ ~29o o que nos leva a distacircncias aproximada
de 38 Aring Esta distacircncia natildeo fere nenhum viacutenculo de distancias entre os atamos para
Ni-Ni~248 Aring Ni-Bi~ 278 Aring Bi-Bi~308 Aring Bi-O~214 Aring
Figura 30 Comparaccedilatildeo das funccedilotildees de background para a amostra moiacuteda por 10 13 16 e 19 horas
Com objetivo de avaliar com mais detalhes a estrutura nanocristalina e amorfa
realizamos medidas de difraccedilatildeo com configuraccedilotildees que produzissem uma maior qualidade nos
dados obtidos utilizamos uma cacircmara com baixo vaacutecuo e aumentamos o tempo de aquisiccedilatildeo
dos dados
A Figura 31 mostra o padratildeo obtido para a amostra final moiacuteda por 19 horas
Destacamos a evidente fase amorfa que se forma
10 20 30 40 50 60 70 80
19 horas
16 horas
13 horas
10 horas
Inte
nsid
ade (
u a)
2 (graus)
51
Figura 31 Formaccedilatildeo da fase amorfa na amostra de Bi3Ni apoacutes 19 horas de moagem
Comparando o padratildeo de DRX obtido para amostra moiacuteda por 19 horas com o
difratograma padratildeo de Bi3Ni (cartatildeo nuacutemero 391336 do ICSD) pode-se constatar a
equivalecircncia dos picos conforme apresentada Figura 32
Com os difratogramas de maior resoluccedilatildeo verificamos a presenccedila embora em uma
pequena fraccedilatildeo de Bi (ICSD no 64703) Assim como uma ligeira sugestatildeo da existecircncia de
Bi2O3 (ICSD no 41764) vislumbra-se essa fase em virtude da possiacutevel oxidaccedilatildeo da amostra
devido as sucessivas aberturas do jarro de moagem para realizaccedilatildeo do DRX entretanto
diferentemente do que se percebe para o bismuto natildeo haacute nenhum pico referente ao oxido de
bismuto
Na posiccedilatildeo de 2θ~27o existe um pico caracteriacutestico do Bi2O3 entretanto mesmo com a
melhor resoluccedilatildeo do DRX natildeo eacute possiacutevel distinguir claramente a fase do oxido de bismuto
assim durante o processo de refinamento pelo MR natildeo foi adicionada a fase relativa ao oxido
O refinamento pelo meacutetodo de Rietveld referente a amostra moiacuteda por 19h encontra-se
na Figura 33 percebe-se a boa concordacircncia obtida para a fase de interesse Bi3Ni e a fase
20 30 40 50 60 70 80
Bi
Inte
nsid
ade (
u a)
2 (graus)
Bi
20 25 30 35 40 45
52
amorfa O asterisco indicando o pico principal do Bi salienta que essa fase por contribuir
modestamente em um difratograma tatildeo complexo natildeo eacute bem ajustada
Figura 32 Difratograma da amostra moiacuteda 19h em conjunto com os CIFs de o Bi3Ni Bi e Bi2O3
Figura 33 Difratograma da amostra moiacuteda 19h e refinada por meacutetodo de Rietveld partindo dos CIFs
do Bi3Ni Bi
20 30 40 50 60 70 80
19 horas
Bi3Ni
Bi
Bi2O
3
In
tensid
ade (
u a)
2 (graus)
25 30 35 40
20 30 40 50 60 70 80
Experimental (19h)
Calculado
Residual
Inte
nsid
ade (
u a)
2 (graus)
20 25 30 35 40 45 50
53
Os trabalhos cientiacuteficos que versam sobre a produccedilatildeo e a caracterizaccedilatildeo do composto
Bi3Ni descrevem que a siacutentese pode ser realizada por vaacuterios mecanismos normalmente as
metodologias mais usadas para obtenccedilatildeo envolvem os processos em meio quiacutemico a
eletrodeposiccedilatildeo e a solidificaccedilatildeo raacutepida Em alguns casos utilizou-se longos processos teacutermicos
que envolvem a permanecircncia da amostra num forno de resistecircncia a 1100 degC durante 3 dias
[13] ou processos de sinterizaccedilatildeo com recozimento a vaacutecuo a temperatura de 1000 degC por 24
horas [15] Relata-se tambeacutem que conforme ocorreu neste trabalho algumas amostras
apresentam pequenos traccedilos de Bi em sua composiccedilatildeo final [13]
Dessa forma o primeiro desafio desse trabalho foi produzir uma fase uacutenica de Bi3Ni por
meio da moagem mecacircnica entretanto verificou-se no resultado obtido no DRX e no
refinamento pelo MR que a fase de Bi3Ni embora apresente uma fraccedilatildeo de 999 ainda possui
leves traccedilos do pico mais intenso de bismuto (indicado por um asterisco na Figura 33) Uma
proposta futura seria portanto acrescentar uma pequena quantidade de Ni para interagir com
esse Bi remanescente
42 Medidas de DRX in situ
Com o objetivo de estudar a estabilidade teacutermica e acompanhar a evoluccedilatildeo estrutural da
amostra em funccedilatildeo da temperatura foram realizadas medidas de DRX in situ conforme
descrito nos procedimentos experimentais A Figura 34 apresenta os quatro difratogramas
obtidos
A temperatura de 25 oC observa-se uma fase uacutenica do composto Bi3Ni (com jaacute
mencionado anteriormente a amostra possui uma leve indicaccedilatildeo da presenccedila de bismuto) que
possui estrutura ortorrocircmbica e grupo espacial Pnma eacute a mesma apresentada na Figura 32
A medida que aumentamos a temperatura conforme descrito na seccedilatildeo 3 Figura 21
inicia-se uma transformaccedilatildeo do composto inicial para o crescimento da fase tetragonal de Bi2O3
(ICSD no 41764) e da fase precursora de Bi Essa alteraccedilatildeo na composiccedilatildeo da amostra ocorre
em virtude da degradaccedilatildeo da fase Bi3Ni que conforme eleva-se a temperatura tem sua fraccedilatildeo
diminuiacuteda conforme verifica-se na Figura 36 Embora as medidas in situ terem sido feitas em
baixo vaacutecuo natildeo foi impedido o crescimento do Bi2O3
54
Na Figura 34 encontram-se plotados os DRX referentes as medidas realizadas em 25o
250o 300o e 350 oC as curvas foram deslocadas verticalmente para melhor comparaccedilatildeo
Figura 34 Padratildeo observado nos DRX da amostra submetida a aquecimento
A temperatura de 250 oC temos a ocorrecircncia de trecircs fases Bi3Ni Bi2O3 e Bi
O refinamento estrutural pelo meacutetodo de Rietveld estaacute mostrado na Figura 35 Mesmo tratando-
se de uma amostra com um elevado nuacutemeros de pico aleacutem da presenccedila de uma fase amorfa o
acordo entre o experimental e o calculado eacute notaacutevel Os valores dos iacutendices de avaliaccedilatildeo da
qualidade do refinamento referentes as quatro medidas realizadas encontram-se na tabela 5
20 30 40 50 60 70 80
350 0C
300 0C
250 0C
Inte
nsid
ade (
ua
)
2 (graus)
25 0C
55
Figura 35 Padratildeo obtidos no refinamento pelo MR para amostra aquecida a 250 0C
Tabela 5 Valores de Chi2 e de Rwp obtidos nos refinamentos realizados durante o processo de
aquecimento
A temperatura de 300 oC comeccedila a formaccedilatildeo da uma nova fase cubica de grupo espacial
I23 o Bi12NiO19 em detrimento da diminuiccedilatildeo da fase de Bi3Ni Aleacutem do aumento da fraccedilatildeo
da fase de Bi2O3
Temperatura de realizaccedilatildeo da medida Rwp 1205362
25 0C 69 23
250 0C 83 18
300 0C 98 26
350 0C 99 25
10 20 30 40 50 60 70 80
Inte
nsid
ade (
ua
)
2 (graus)
Experimental
Calculado
Residual
250 0C
25 30 35 40
56
O uacuteltimo DRX foi realizado a 350 oC a principal alteraccedilatildeo dessa medida refere-se ao
fato da inexistecircncia de picos referentes agrave fase Bi3Ni A fase majoritaacuteria torna-se agora a fase
referente ao Bi e a fase Bi12NiO19 (indexado na base de dados PDF2 mas natildeo na base de dados
ICSD) permanece estaacutevel isto eacute sem alteraccedilotildees significativas em sua fraccedilatildeo O fato de estarem
presentes picos referentes ao Bi mesmo apoacutes termos ultrapassado a temperatura de fusatildeo pode
ser explicado levando-se em consideraccedilatildeo a baixa condutividade teacutermica do bismuto aliado ao
excesso de defeitos produzidos na moagem assim natildeo obteve-se a fusatildeo do elemento
Utilizamos os dados obtidos nos refinamentos para plotar o graacutefico exposto na Figura
36 onde eacute possiacutevel observar a fraccedilatildeo de cada fase em funccedilatildeo da temperatura de execuccedilatildeo do
DRX Percebe-se a raacutepida decomposiccedilatildeo da fase de Bi3Ni que entre 250 oC e 350 oC apresenta
uma reduccedilatildeo percentual de aproximadamente 88 concomitantemente ao crescimento
percentual da fase de Bi
Figura 36 Fraccedilotildees de fase em funccedilatildeo da temperatura de realizaccedilatildeo do DRX in situ
O DRX realizado na amostra a 350 oC eacute mostrado na Figura 37 em conjunto aos CIFs
das fases constituintes Para a fase Bi12NiO19 natildeo foi encontrado o CIF no banco de dados do
Inorganic Crystal Structure Database (ICSD) Para refinar utilizando o meacutetodo de Rietveld
partimos do protoacutetipo estrutural de Bi26-x Mx O40-y (M = Mg Al Co Ni) O CIF desta fase
25 75 125 175 225 275 325 375
0
20
40
60
80
100
Fra
ccedilao d
e F
ases (
)
Temperatura (0C)
Bi3Ni
Bi2O
3
Bi
Bi12
NiO19
57
resultante estaacute mostrado em vermelho na Figura 37 e uma representaccedilatildeo da ceacutelula unitaacuteria na
Figura 38 os aacutetomos de oxigecircnio estatildeo representados na cor vermelha e o niacutequel em verde
Figura 37 Padratildeo observado no DRX da amostra em 350 oC em comparaccedilatildeo com o CIF das fases
constituintes
Figura 38 Projeccedilatildeo do eixo a e em perspectiva do Bi12NiO19
10 20 30 40 50 60 70 80
Inte
nsid
ade (
ua
)
2(graus)
350 graus
Bi2O
3
Bi
Bi12
NiO19
20 25 30 35 40 45 50 55
58
O refinamento estrutural utilizando estas fases estaacute mostrado na Figura 39 e os valores
referentes aos paracircmetros de rede obtidos para o refinamento da fase Bi12NiO19 constam na
tabela 6
Figura 39 Padratildeo obtidos no refinamento pelo MR para amostra aquecida a 350 0C
Tabela 6 Paracircmetros da ceacutelula unitaacuteria da estrutura Bi12NiO19
A Figura 40 conteacutem as fotografias retiradas do forno do difratocircmetro antes e apoacutes a
realizaccedilatildeo da medida Eacute possiacutevel verificar que a amostra devido a dilataccedilatildeo volumeacutetrica e a
fusatildeo do bismuto transborda o porta amostra
Paracircmetros de Rede a = b=c=10258(8) Aring
Acircngulos α = β = γ = 900
Volume da ceacutelula 107966(2) Aring3
Grupo de simetria Cuacutebico
Grupo espacial I23
10 20 30 40 50 60 70 80
Inte
nsid
ade (
ua
)
2 (graus)
Calculado
Experimental
Residual
350 0C
20 25 30 35 40 45
59
Figura 40 Fotografia do forno do DRX antes a apoacutes a realizaccedilatildeo das medidas
43 Calorimetria Diferencial de Varredura (DSC)
Com a finalidade de estudar e melhor entender a evoluccedilatildeo estrutural da amostra
observada nas medidas in situ realizou-se medidas DSC conforme descrito nos procedimentos
experimentais a temperatura final foi de 550 oC
Na Figura 41 mostramos as medidas DSC feitas em diferentes taxas de aquecimento
realizadas na amostra moiacuteda por 19 horas Em todas as 4 medidas vemos comportamentos
exoteacutermicos e endoteacutermicos Os picos endoteacutermicos ocorreram a uma temperatura aproximada
de 270 0C temperatura essa equivalente ao ponto de fusatildeo do bismuto e foram atribuiacutedos a
fusatildeo do Bi ocorrida em duas etapas
Comparando-se os resultados obtidos nas medidas in situ onde observamos a nucleaccedilatildeo
de uma nova fase a partir da temperatura de 250 oC com os resultados obtidos no DSC podemos
concluir que o pico exoteacutermico presente no termograma corresponde agrave nucleaccedilatildeo da fase de
Bi2O3
Com a finalidade de calcular a energia de ativaccedilatildeo (Ea) necessaacuteria para promover essa
nucleaccedilatildeo aplicamos a metodologia proposta por Kissinger [2] Conforme indicado na Figura
41 as 4 medidas foram feitas com taxas de aquecimento de 25 5 10 e 20 oCmin
60
A Figura 42 mostra em detalhes a Figura 41 onde vemos os valores das temperaturas
de pico de cristalizaccedilatildeo (Tc) e as referidas taxas de aquecimento (120591) Como era esperado a
medida que a taxa de aquecimento aumenta a temperatura de pico tambem aumenta
Figura 41 Termograma DSC plotados em conjunto para os diferentes fluxos de calor
Figura 42 Espectros DSC com as temperaturas de pico e suas respectivas taxas de aquecimento
100 150 200 250 300 350 400 450 500 550
250Cmin
50Cmin
100Cmin
fluxo d
e c
alo
r (u
a)
Temperatura (0C)
200Cmin
exo
230 235 240 245 250 255 260 265 270 275 280 285
250Cmin
50Cmin
100Cmin
fluxo d
e c
alo
r (u
a )
Temperatura (0C)
242 0C
252 0C
266 0C
278 0C
200Cmin
exo
61
Com os dados fornecidos na Figura 42 pode-se calcular a energia de ativaccedilatildeo referente
a nucleaccedilatildeo da fase de Bi2O3 Plotando-se um graacutefico linear de ln(120591
1198791198882) versus
1
119879119888 onde o
coeficiente angular eacute (minus119864119886
119877) obteacutem-se a energia de ativaccedilatildeo A Figura 43 apresenta a
linearizaccedilatildeo da equaccedilatildeo 16 de onde se obteacutem a energia de ativaccedilatildeo do processo de nucleaccedilatildeo
do Bi2O3
Figura 43 Graacutefico linear do ln(120591
1198791198882) versus
1
119879119888
Logo considerando as relaccedilotildees anteriormente definidas eacute possiacutevel calcular a energia de
ativaccedilatildeo uma vez que m = (minus119864119886
119877) e R = 831 jmol K Desse modo a energia de ativaccedilatildeo
necessaacuteria para promover a nucleaccedilatildeo da fase Bi2O3 eacute de 12465 kJmol
A metodologia proposta permitiria tambeacutem calcular a energia de ativaccedilatildeo necessaacuteria
para cristalizar a fase amorfa as medidas de DSC foram planejadas ateacute a temperatura de
550 oC devido a limitaccedilotildees do equipamento poreacutem como fica evidente na Figura 41 natildeo se
observa nenhum pico exoteacutermico apoacutes os 350 oC que se possa estar associado a cristalizaccedilatildeo da
fase amorfa O pico exoteacutermico existente como jaacute mencionado ocorreu a uma temperatura que
variou de 242 0C agrave 278 0C e refere-se agrave nucleaccedilatildeo de fase
182 184 186 188 190 192 194
-115
-110
-105
-100
-95
ln (
T2 c)
1Tc (10
-3 k
-1)
62
44 Tratamento teacutermico
Apoacutes a realizaccedilatildeo das medidas de DRX in situ e das medidas de DSC a fase amorfa
ainda se encontrava presente assim foi realizado um tratamento teacutermico com a finalidade de
promover a cristalizaccedilatildeo da fase amorfa presente
O tratamento teacutermico foi realizado a uma taxa constante de 10 0Cmim ateacute a temperatura
de 800 0C com a atmosfera protegida por gaacutes argocircnio Na Figura 44 apresenta-se o difratograma
da amostra realizado apoacutes o do tratamento teacutermico vemos no detalhe que a acentuada elevaccedilatildeo
na linha de base entre a faixa de 2θ que vai de aproximadamente 26deg agrave 36deg e que corresponde
a fase amorfa desapareceu completamente
Figura 44 Difratograma da amostra apoacutes tratamento teacutermico
Para a amostra tratada termicamente foram identificadas trecircs fases similar ao observado
nas medias in situ a 350 oC foram identificadas a fase cuacutebica Bi12NiO19 a fase tetragonal de
Bi2O3 (ICSD no 41764) e a fase romboeacutedrica de Bismuto (ICSD no 64703) Na Figura 45
apresentamos o padratildeo observado plotado juntamente com o CIF das 3 fases identificadas
10 20 30 40 50 60 70 80
Inte
nsid
ad
e (
ua
)
2 (graus)
Pos Tratamento Teacutermico
20 25 30 35 40 45 50 55 60
63
Figura 45 Difratograma da amostra apoacutes tratamento teacutermico em conjunto com os CIFs de Bi Bi2O3 e
Bi12NiO19
Pode-se verificar no padratildeo do difratograma da Figura 45 que pelo formato da linha de
base obtida ocorreu a cristalizaccedilatildeo da fase amorfa e as fases identificadas correspondem aos
picos presentes no DRX da amostra
O refinamento realizado pelo MR confirmou a identificaccedilatildeo das fases contidas na
amostra no sentido da exata correspondecircncia entre os picos obtidos nos padrotildees calculados e
observados As fraccedilotildees das fases da amostra que sofreu tratamento teacutermico em comparaccedilatildeo com
as fraccedilotildees obtidas no DRX in situ estatildeo apresentados na tabela 7
Tabela 7 Fraccedilotildees das fases apoacutes tratamento teacutermico e DRX in situ a 350 oC
Fraccedilatildeo das fases Tratamento Teacutermico DRX in situ a 350 oC
Bi12NiO19 90 137
Bi2O3 89 20
Bi 11 663
10 20 30 40 50 60 70 80
Inte
nsid
ade (
ua
)
2 (graus)
Observado
Bi
Bi2O
3
Bi12
NiO19
25 30 35 40 45 50 55
64
O aumento da temperatura propicia a nucleaccedilatildeo das fases de Bi2O3 e Bi12NiO19 em
detrimento da diminuiccedilatildeo da fase Bi3Ni
O refinamento pelo meacutetodo de Rietveld para amostra que sofreu tratamento teacutermico
apresentou uma boa concordacircncia para os perfis calculado e experimental Nesse refinamento
foi utilizado o CIF modificado de Bi12NiO19 Na Figura 46 temos o padratildeo experimental e o
calculado obtidos no refinamento pelo MR
Figura 46 Padratildeo observado e experimental refinado pelo MR para amostra tratada termicamente
Compara-se na Figura 47 os difratogramas obtidos para amostra tratada termicamente e
para o DRX in situ a temperatura de 350 oC eacute possiacutevel identificar a correspondecircncia entre os
picos entretanto eacute notaacutevel a diferenccedila na linha de base do difratograma referente ao DRX in
situ contra o DRX da amostra submetida a tratamento teacutermico Pode-se concluir que para
ocorrer a cristalizaccedilatildeo da fase amorfa eacute necessaacuterio que a temperatura do tratamento teacutermico seja
superior a 550 0C
10 20 30 40 50 60 70 80
Inte
nsid
ade (
ua
)
2 (graus)
Calculado
Experimental
Residual
Pos Tratamento Teacutermico
65
Outro fenocircmeno perceptiacutevel eacute o deslocamento em 2θ da posiccedilatildeo dos picos O
difratograma da amostra que foi ao forno do DRX tem a posiccedilatildeo dos seus picos deslocados para
direita em comparaccedilatildeo ao observado no CIF do Bi12NiO19 e no DRX da amostra que passou
por tratamento teacutermico Podemos associar esse deslocamento a contraccedilatildeo do volume da ceacutelula
unitaacuteria Considerando o valor padratildeo do volume do composto Bi12NiO19 constante na tabela
5 ocorreu uma reduccedilatildeo de volume de aproximadamente 155 para amostra tratada
termicamente e uma variaccedilatildeo positiva de 005 para amostra do DRX in situ Na Figura 47
plotamos juntos os difratogramas da amostra tratada termicamente da amostra que realizou a
medida in situ a 350 0C e o CIF do Bi12NiO19
Figura 47 Difratogramas das amostras apoacutes tratamento teacutermico e DRX in situ em conjunto com o
CIF do Bi12NiO19
O tratamento teacutermico realizado produziu o resultado esperado cristalizando a fase
amorfa As fases presentes na amostra apoacutes a realizaccedilatildeo do tratamento estatildeo em conformidade
agraves encontradas nas medidas de DRX in situ
20 30 40 50 60 70 80
Bi
Inte
nsid
ade (
u a)
2 (graus)
Bi
20 25 30 35 40 45
66
5 CONCLUSAtildeO
A sintetizaccedilatildeo do composto nanoestruturado de Bi3Ni foi realizado de modo eficiente
apoacutes 13 horas de moagem mecacircnica
As medidas de difraccedilatildeo de Raio X possibilitaram acompanhar a evoluccedilatildeo estrutural e a
nucleaccedilatildeo da fase de Bi3Ni O refinamento realizado pelo Meacutetodo de Rietveld proporcionou a
quantificaccedilatildeo dos paracircmetros cristalograacuteficos tais como paracircmetros de rede volume da ceacutelula
unitaacuteria fraccedilatildeo das fases presentes e tamanho de cristalito Os fatores de qualidade e
convergecircncia alcanccedilaram valores satisfatoacuterios correspondendo a exata simulaccedilatildeo do padratildeo
observado
A anaacutelise teacutermica realizada por meio das medidas de DRX in situ permitiu o estudo da
estabilidade teacutermica e o acompanhamento da evoluccedilatildeo estrutural da amostra em funccedilatildeo da
temperatura Foi possiacutevel identificar duas novas fases presentes o Bi2O3 e Bi12NiO19 nucleadas
agraves custas da fase de Bi3Ni Na temperatura de 350 oC a amostra eacute composta das fases Bi12NiO19
Bi2O3 e Bi
As medidas de DSC realizadas ateacute a temperatura de 550 oC e com quatro diferentes
taxas de aquecimento foram utilizadas para se calcular com o uso da equaccedilatildeo de Kissinger a
energia de ativaccedilatildeo (Ea) necessaacuteria para promover a nucleaccedilatildeo do composto Bi12NiO19 que eacute de
12465 kJmol
O tratamento teacutermico no forno ateacute 800 oC promoveu o relaxamento dos defeitos e
tensotildees causadas durante a moagem mecacircnica e a cristalizaccedilatildeo da fase amorfa natildeo sendo mais
possiacutevel identificar no DRX realizado o perfil referente a essa fase Identificou-se novamente a
fase Bi12NiO19 aleacutem da ocorrecircncia das fases de Bi2O3 e Bi jaacute identificadas nas medidas de
DRX in situ confirmando a consistecircncia dos resultados obtidos por dois ensaios diferentes
Pocircde-se verificar o mesmo fenocircmeno em todos os ensaios que envolveram o
aquecimento da amostra Ao aquecer-se o Bi3Ni ocorre um processo de oxidaccedilatildeo que resulta
na formaccedilatildeo da fase de Bi2O3 e a fase de Bi12NiO19 todas associadas ao consumo de Bi da fase
Bi3Ni
Para realizaccedilatildeo de estudos futuros com o intuito de se obter a fase uacutenica de Bi3Ni
pode-se alterar ligeiramente as massas dos produtos com a adiccedilatildeo de um pouco de niacutequel
67
Pode-se melhorar o controle das condiccedilotildees de realizaccedilatildeo dos tratamentos teacutermicos com o
intuito de se evitar a oxidaccedilatildeo A realizaccedilatildeo de medidas de DSC ateacute a temperatura de 800 0C
poderaacute revelar picos exoteacutermicos e propiciar condiccedilotildees para se calcular a energia necessaacuteria
para promover a cristalizaccedilatildeo da fase amorfa
68
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16
Figura 6 As 14 redes de Bravais [24]
Os cristais podem ser classificados segundo os grupos pontuais de operaccedilotildees de simetria
que une suas faces Os grupos pontuais ou classes cristalinas representam a simetria ou
combinaccedilotildees de simetria que levam a um padratildeo de repeticcedilatildeo distinto Toda e qualquer
moleacutecula pode ser classificada em um dos 32 grupos pontuais possiacuteveis
Os 32 grupos pontuais possiacuteveis satildeo formados pelos 10 elementos baacutesicos de simetria e
mais 22 combinaccedilotildees entre estes Apenas 22 combinaccedilotildees satildeo possiacuteveis pois muitas levam a
repeticcedilotildees de simetria e outras satildeo incompatiacuteveis com a simetria cristalina ou seja os elementos
de simetria natildeo podem ser combinados arbitrariamente [24]
17
Uma vez que as operaccedilotildees de simetria de cada um dos 32 grupos pontuais
cristalograacuteficos satildeo aplicadas as 14 redes de Bravais tem-se 230 grupos espaciais que
descrevem de maneira uniacutevoca todo o arranjo de objetos idecircnticos dispostos num reticulo
perioacutedico infinito
23 Siacutentese Mecacircnica
Do ponto de vista termodinacircmico um cristal perfeito (um soacutelido livre de defeitos
estruturais fora do equiliacutebrio) eacute o soacutelido que apresenta a menor energia livre de Gibbs e suas
propriedades fiacutesicas satildeo bem determinadas Poreacutem na natureza eacute difiacutecil encontrar cristais livres
de defeitos Esses somente satildeo sintetizados em laboratoacuterios sob condiccedilotildees extremamente
controladas Eacute conhecido que as propriedades fiacutesicas de cristais possuindo defeitos apresentam
desvios em relaccedilatildeo agraves medidas para os cristais perfeitos Esses desvios satildeo tatildeo maiores quanto
maior for a concentraccedilatildeo de defeitos Uma variaccedilatildeo tambeacutem eacute verificada na energia livre de
Gibbs pois sabe-se que centros de defeitos armazenam energia em soacutelidos [2]
A siacutentese mecacircnica (SM) eacute uma teacutecnica de moagem de um mono poacute ou de uma mistura
de dois ou mais poacutes de um composto Eacute comum encontrar na literatura outro termo utilizado
para designar o tratamento de partiacuteculas em poacute no moinho de alta energia Normalmente
associa-se o termo siacutentese mecacircnica ou Mechanical Alloying (MA) ao processo no qual a
mistura de poacutes eacute moiacuteda em conjunto onde a transferecircncia de material que estaacute envolvida tem o
objetivo de se obter uma liga homogecircnea Por outro lado a moagem de poacutes tais como metais
puros onde a transferecircncia de material natildeo eacute necessaacuteria para a homogeneizaccedilatildeo denomina-se
simplesmente moagem mecacircnica ou Mechanical Milling (MM) [9]
De maneira praacutetica pode-se descrever o processo de siacutentese mecacircnica como a
colocaccedilatildeo da amostra no recipiente especiacutefico (normalmente chamado de jarro de moagem)
juntamente com esferas (preferencialmente do mesmo material que o recipiente) a realizaccedilatildeo
da selagem do recipiente para alguns materiais com o intuito de evitar a oxidaccedilatildeo ou ateacute
mesmo contaminaccedilatildeo realiza-se esse procedimento em um ambiente fechado (glove box) com
um gaacutes inerte e finalizando o processo tem-se a fixaccedilatildeo do recipiente no moinho e o iniacutecio do
processo de moagem [9]
18
Pode-se dividir fisicamente o processo de siacutentese mecacircnica de materiais em 4 estaacutegios
bem distintos [25]
I - Estaacutegio inicial as partiacuteculas satildeo deformadas plasticamente assumindo uma forma achatada
A ductilidade do material e energia fornecida no processo de moagem refletem diretamente na
intensidade dessa alteraccedilatildeo O acreacutescimo da aacuterea de superfiacutecie aumenta progressivamente a
probabilidade de soldagem a frio dessas partiacuteculas gerando um aumento do tamanho meacutedio da
partiacutecula
II ndash Segundo Estaacutegio as partiacuteculas satildeo soldadas a frio e requebradas favorecendo a formaccedilatildeo
de um poacute muito fino Eacute neste estaacutegio que ocorre tambeacutem a formaccedilatildeo de partiacuteculas compostas
denominadas de agregados Com o acuacutemulo de deformaccedilatildeo plaacutestica haacute um aumento do
encruamento e da resistecircncia mecacircnica das partiacuteculas Essa situaccedilatildeo aumenta a probabilidade
de fratura das partiacuteculas ou agregados
III ndash Terceiro Estaacutegio nesta fase um certo ldquoequiliacutebriordquo entre os processos de fratura e de
soldagem a frio eacute alcanccedilado Observa-se tambeacutem que as partiacuteculas alcanccedilam um tamanho fixo
Entretanto a energia livre de Gibbs continua a aumentar ateacute alcanccedilar uma saturaccedilatildeo
IV ndash Quarto Estagio eacute caracterizado pelo refinamento da microestrutura desses agregados
Na Figura 7 estatildeo ilustrados os quatro estaacutegios do processo de Siacutentese Mecacircnica
Figura 7 Representaccedilatildeo das fases presentes no processo de SM [25]
19
Eacute bem conhecido que a natureza procura estados fiacutesicos com a menor variaccedilatildeo da
energia livre de Gibbs Assim as substacircncias sob moagem mecacircnica podem ser transformadas
em novas substacircncias ou mudarem de fases cristalograacuteficas visando alcanccedilar esses estados de
menor energia Sabe-se que tais mudanccedilas envolvem determinados mecanismos fiacutesicos como
por exemplo difusatildeo atocircmica atraveacutes de contornos de gratildeos Os mecanismos fiacutesicos envolvidos
no processo SM ainda natildeo satildeo completamente entendidos [9]
Do ponto de vista estrutural cada poacute constituindo a mistura pode ser visto como sendo
formado por duas componentes uma cristalina que eacute sua estrutura cristalograacutefica original e
outra formada pelos centros de defeitos que eacute chamada de componente interfacial Em geral
nos materiais nanoestruturados a componente interfacial ou contornos de gratildeo podem
corresponder a ateacute 50 do volume do material [10]
A Figura 8 ilustra esquematicamente os cristalitos formado por ciacuterculos pretos e o
contorno de gratildeo por ciacuterculos brancos
Figura 8 Modelo de um material nanomeacutetrico Os ciacuterculos pretos e brancos representam
respectivamente a componente cristalina e a interfacial [10]
Embora a sistemaacutetica de preparaccedilatildeo e execuccedilatildeo da SM pareccedila ser simples o processo
possui diversas variaacuteveis que satildeo determinantes na qualidade e nas caracteriacutesticas do produto
final
A dimensatildeo das esferas utilizadas no processo interfere na eficiecircncia de moagem
Esferas grandes otimizam o processo desde que associadas a uma velocidade que permita a
20
transferecircncia da energia de impacto as partiacuteculas do poacute Aleacutem da dimensatildeo a massa das esferas
tambeacutem influencia no resultado final
A BPR (ball-to-powder weight ratio) ou razatildeo entre a massa das esferas e a massa do
poacute possui um efeito significante no tempo necessaacuterio para alcanccedilar uma fase particular na
amostra que estaacute sendo moiacuteda A BPR eacute inversamente proporcional ao tempo exigido na
moagem os valores de BPR podem variar de 11 ateacute valores de 220 1 Contudo BPR muito
grande pode gerar reaccedilotildees indesejaacuteveis como aumento na geraccedilatildeo de calor o que afetaria a
constituiccedilatildeo do poacute [2627]
A velocidade de rotaccedilatildeo do moinho estaacute diretamente associada agrave energia aplicada
atraveacutes de colisotildees das esferas com a amostra assim como na temperatura de processo da SM
Cada moinho possui uma velocidade criacutetica que define a otimizaccedilatildeo do desempenho do
processo Dessa forma deve-se analisar o quanto pode ser vantajoso ou prejudicial uma
temperatura elevada durante o processo da SM
Em alguns casos onde a difusatildeo eacute exigida para promover a homogeneizaccedilatildeo eou fusatildeo
do poacute pode ser vantajosa a elevaccedilatildeo da temperatura Poreacutem em outros casos o aumento da
temperatura pode acelerar o processo de transformaccedilatildeo e resultar na decomposiccedilatildeo de soluccedilotildees
soacutelidas supersaturadas ou outras fases metaestaacuteveis formadas durante a moagem tornando-se
uma desvantagem [26 27]
O paracircmetro mais importante para otimizaccedilatildeo do processo de siacutentese mecacircnica eacute a
determinaccedilatildeo do tempo de execuccedilatildeo Normalmente o tempo de moagem eacute escolhido com o
propoacutesito de conseguir um estado intermediaacuterio entre os estados de fratura e a fusatildeo a frio das
partiacuteculas do poacute A determinaccedilatildeo do tempo seraacute feita com base em vaacuterios paracircmetros como os
anteriormente mencionados Por isso eacute importante considerar que o niacutevel de contaminaccedilatildeo
pode aumentar e algumas fases indesejaacuteveis podem ser formadas quando o poacute eacute moiacutedo por
tempos maiores que o necessaacuterio [27]
A descriccedilatildeo das variaacuteveis adotadas durante o processo de SM eacute fundamental para
garantir a reprodutibilidade bem como para o estudo das influencias que cada paracircmetro pode
exercer sobre as caracteriacutesticas da amostra apoacutes o termino do processo [282930]
Assim apresenta-se na tabela 1 os principais paracircmetros relacionados a
reprodutibilidade do processo de siacutentese mecacircnica
21
Tabela 1 Principais variaacuteveis envolvidas no processo de siacutentese mecacircnica
24 Difraccedilatildeo de Raios X
A difraccedilatildeo de Raios X (DRX) eacute uma teacutecnica poderosa utilizada principalmente quando
se deseja realizar a caracterizaccedilatildeo estrutural de materiais Entretanto sua aplicaccedilatildeo eacute bem mais
ampla e versaacutetil sendo utilizada tambeacutem em aacutereas como a fiacutesica quiacutemica geologia
biotecnologia
Os raios X possuem energia suficiente para penetrarem nos soacutelidos e dessa forma se
mostram apropriados para investigarem estruturas internas Pode-se gerar raios X em
laboratoacuterio tanto pela desaceleraccedilatildeo dos eleacutetrons num alvo metaacutelico quanto pela excitaccedilatildeo dos
eleacutetrons dos aacutetomos alvo O primeiro processo fornece um espectro continuo e largo o segundo
fornece linhas acentuadas no espectro O meacutetodo normalmente utilizado nos equipamentos de
laboratoacuterio consiste em gerar os raios X fazendo com que um eleacutetron de alta energia gerado no
caacutetodo do tubo catoacutedico colida com um alvo metaacutelico acircnodo [31]
O feixe de raios X possui comprimento de onda (λ) caracteriacutestico que varia de acordo
com o material do acircnodo Para aplicaccedilotildees em cristalografia os comprimentos de onda mais
utilizados variam de 05 a 25 Ǻ Tal fato se justifica em virtude da proximidade desses valores
as menores distancias interatocircmicas observadas em materiais orgacircnicos e inorgacircnicos
PARAcircMETROS ENVOLVIDOS NO PROCESSO
1 Tipo de moinho usado
2 Tipo e material dos recipientes de moagem
3 Velocidade de moagem
4 Tempo de moagem
5 A BPR
6 Atmosfera de moagem
7 Agentes de controle de processo
8 Temperatura de moagem
22
O processo fiacutesico de espalhamento de difraccedilatildeo de raios X eacute o espalhamento elaacutestico dos
foacutetons pelos aacutetomos do material analisado que estatildeo dispostos na rede cristalina O
espalhamento ocorre quando o feixe de raios X atinge as nuvens eletrocircnicas que formam os
planos de um soacutelido cristalino em um determinado acircngulo onde uma porccedilatildeo da radiaccedilatildeo eacute
espalhada pela camada de aacutetomos superficiais e a outra parte do feixe natildeo espalhada penetra
na segunda camada de aacutetomos onde outra fraccedilatildeo eacute espalhada e o restante passa para terceira
camada e assim sucessivamente [3132] Pode-se observar uma representaccedilatildeo desse fenocircmeno
na Figura 9
Figura 9 Representaccedilatildeo geomeacutetrica da Lei de Bragg [28]
A teoria baacutesica que define o estudo de materiais cristalinos por difraccedilatildeo de raios X
baseia-se no princiacutepio de que as distribuiccedilotildees espaciais dos eleacutetrons no material definem
diferentes planos atocircmicos portanto esses planos atocircmicos espalham os raios X ndash vistos como
ondas ndash causando interferecircncia construtiva e destrutiva que se manifestam no padratildeo de raios
X como maacuteximos e miacutenimos respectivamente [33]
A ocorrecircncia de maacuteximos e miacutenimos pode ser explicada utilizando-se a Lei de Bragg
Utilizando o auxiacutelio geomeacutetrico da Figura 9 pode-se verificar que o caminho oacutetico percorrido
pelos raios X incidentes no primeiro plano do material eacute diferente do caminho percorrido pelos
feixes refratados no segundo plano A diferenccedila de caminho (δ) pode ser descrita como
δ = 2dhkl119904119890119899120579 (1)
Essa diferenccedila de percurso gera uma diferenccedila de fase (∆120593) entre as ondas refletidas que pode
ser expressa por
23
∆120593 = 2120587 δλfrasl (2)
onde λ eacute o comprimento de onda do feixe de raios X incidente Para um cristal perfeito e infinito
haveraacute interferecircncia construtiva somente quando δ = nλ onde n eacute um nuacutemero inteiro
Dessa forma a condiccedilatildeo para ocorrecircncia de interferecircncia construtiva pode ser expressa como
2119889ℎ119896119897119904119890119899120579 = 119899 λ (3)
Essa relaccedilatildeo eacute conhecia como a Lei de Bragg
Desse modo se o cristal for rotacionado cada conjunto de planos iraacute difratar a radiaccedilatildeo
quando o valor de 2dsenθ satisfizer a equaccedilatildeo Assim os dados de difraccedilatildeo satildeo coletados para
o cristal como um todo O arranjo de feixes difratados considerados em conjunto eacute
denominado padratildeo de difraccedilatildeo de cristal Se o material analisado estiver na forma de um poacute
de pequenos cristalitos aleatoriamente arranjados cada cristalito iraacute produzir seu proacuteprio padratildeo
de difraccedilatildeo [34]
Um ponto importante a ser considerado eacute que a intensidade determinada
experimentalmente definida como a intensidade total de cada difraccedilatildeo e que corresponde as
aacutereas delimitadas pelas respectivas curvas eacute maior que a prevista pela Lei de Bragg Tal
diferenccedila entre o padratildeo real e o previsto por Bragg reside no fato de o cristal natildeo ser perfeito
e nem infinito aleacutem dos feixes de raios X natildeo serem totalmente monocromaacuteticos e a radiaccedilatildeo
incidente natildeo corresponder a feixes perfeitamente paralelos Por tudo isso ao se observar um
padratildeo de raios X verifica-se que os picos possuem a forma de uma funccedilatildeo Gaussiana e natildeo a
de uma funccedilatildeo delta como previsto pela lei de Bragg Assim para valores ligeiramente
diferentes dos acircngulos de Bragg ocorreraacute tambeacutem difraccedilatildeo [35]
Se o material analisado for um liacutequido ou um soacutelido natildeo cristalino (amorfo) o padratildeo
obtido se caracteriza por uma quase completa ausecircncia de periodicidade uma certa ordem
apenas a pequenas distacircncias (de curto alcance) e uma preferecircncia estatiacutestica para uma distacircncia
interatocircmica particular Como consequecircncia os padrotildees tendem a possuir apenas um ou dois
picos alargados
Na Figura 10 ilustra-se as diferenccedilas tiacutepicas observadas nos padrotildees de difraccedilatildeo para
amostras de um cristal perfeito (A) um cristal real (B) e um liquido ou material amorfo (C)
24
Figura 10 Padratildeo de difraccedilatildeo para Cristal perfeito cristal real e liquido ou amorfo respectivamente
O estudo da direccedilatildeo e da intensidade do feixe difratado eacute importante pois permite obter
conclusotildees sobre o fator de estrutura de materiais cristalinos e de materiais amorfos As
intensidades relativas da difraccedilatildeo de estruturas cristalinas dependem do conteuacutedo da ceacutelula
unitaacuteria quanto ao nuacutemeros de eleacutetrons nos aacutetomos posiccedilotildees atocircmicas e da distribuiccedilatildeo
eletrocircnica nos aacutetomos Tem-se entatildeo o fator de estrutura que estaacute diretamente relacionado com
a intensidade das ondas espalhadas no fenocircmeno de difraccedilatildeo em materiais
241 Difratocircmetro
O difratocircmetro eacute constituiacutedo basicamente por um tubo de raios X um porta amostra
onde se incide a radiaccedilatildeo e um detector moacutevel Nos equipamentos modernos a geometria de
Bragg-Brentano se manteacutem com a diferenccedila de que a amostra permanece na posiccedilatildeo horizontal
podendo se movimentar apenas quando se utiliza um sistema de rotaccedilatildeo horizontal sobre o eixo
da amostra Nessa geometria um feixe de radiaccedilatildeo monocromaacutetica incide na amostra em forma
de poacute rotacionada de um acircngulo θ enquanto os dados satildeo coletados por um detector que se
move de 2θ [3637]
Uma representaccedilatildeo esquemaacutetica do funcionamento de um difratocircmetro pode ser vista
na Figura 11 Neste esquema verifica-se que o feixe de Raios X gerado pela fonte (A) sai do
tubo passando pela janela de beriacutelio em forma de uma linha O mesmo passa pela fenda soller
de placas paralelas passando em seguida pela fenda divergente e pela maacutescara que controlam
25
a aacuterea dos Raios X que incidem sobre a amostra (B) O feixe difratado passa pelas fendas anti-
espalhamento de recebimento e soller incidindo no detector (C) apoacutes passar por um
monocromador [353637]
Figura 11 Representaccedilatildeo esquemaacutetica de um Difratocircmetro [35]
As fendas soller tecircm como funccedilatildeo diminuir a divergecircncia axial de um feixe de raios X
A fenda divergente eacute utilizada para limitar a divergecircncia lateral do feixe de raios X de modo
que a superfiacutecie da amostra receba o maacuteximo possiacutevel da radiaccedilatildeo e ao mesmo tempo a
irradiaccedilatildeo do porta amostra seja evitada A maacutescara tem a funccedilatildeo de limitar a aacuterea linear
iluminada sobre a amostra [3839]
O feixe difratado eacute normalmente expresso atraveacutes de picos que se destacam do
background (ou linha de base) registrados num difratograma de intensidade versus o acircngulo
2θ As intensidades obtidas em acircngulos 2θ representadas atraveacutes dos picos nos difratogramas
correspondem agrave difraccedilatildeo do feixe incidente por um determinado conjunto de planos do cristal
que possuem mesma distacircncia interplanar cada qual com iacutendices de Miller hkl (reflexotildees hkl)
A intensidade a posiccedilatildeo angular (2θ) ou distacircncia interplanar (d) e o perfil satildeo as informaccedilotildees
obtidas de cada pico Cada composto cristalino apresenta um padratildeo difratomeacutetrico
caracteriacutestico permitindo sua identificaccedilatildeo atraveacutes das posiccedilotildees angulares e intensidades
relativas dos picos difratados [3639]
Na tabela 2 apresentam-se alguns fatores instrumentais e seus efeitos sobre as posiccedilotildees
forma e larguras dos picos de difraccedilatildeo [414243]
26
Tabela 2 Relaccedilatildeo entre os fatores instrumentais e os efeitos sobre os picos de DRX
25 Meacutetodo de Rietveld
O fiacutesico holandecircs Hugo M Rietveld desenvolveu em 1969 um meacutetodo para refinar
estruturas cristalinas a partir de modelos teoacutericos e de padrotildees de raios X (DRX) ou de necircutrons
[44 45]
O modelo matemaacutetico utilizado no Meacutetodo de Rietveld (MR) refina os perfis teoacutericos
dos picos de difraccedilatildeo de forma que estes perfis se aproximem dos perfis medidos O refinamento
possibilita determinar as propriedades cristalograacuteficas do material analisado como por
exemplo orientaccedilotildees preferenciais (textura) em alguns casos o tamanho meacutedio e a
microdeformaccedilatildeo de cristalitos e as dimensotildees da cela unitaacuteria [44]
Para executar o refinamento de estruturas o MR faz comparaccedilotildees do perfil real de uma
amostra (o observado ou experimental) com espectros teoacutericos calculados a partir de misturas
hipoteacuteticas de fases (o calculado) Compara-se pontualmente os valores obtidos atraveacutes da
diferenccedila entre as intensidades
Os valores satildeo ajustados utilizando-se o meacutetodo dos miacutenimos quadrados ateacute se
conseguir a melhor concordacircncia possiacutevel do padratildeo experimental com o calculado [46]
A diferenccedila entre as intensidades isto eacute a quantidade minimizada no refinamento eacute dada
pela seguinte expressatildeo
Sy = sum 120596119894(119910119894 minus 119910119888119894)2
119894 (4)
FATOR INSTRUMENTAL EFEITO SOBRE O PICO
Alinhamento e colimaccedilatildeo do feixe Afeta na largura e simetria dos picos
Excentricidade da amostra Influecircncia a largura e posiccedilatildeo dos picos
Planaridade da superfiacutecie da
amostra Produz assimetria dos picos em baixos acircngulos
Absorccedilatildeotransparecircncia da amostra Causa deslocamento dos picos alargamento e assimetria
principalmente em amostras com coeficientes de absorccedilatildeo
Tamanho das partiacuteculas e micro
deformaccedilatildeo da rede Causa variaccedilatildeo na largura e forma dos picos
27
Onde 120596119894 representa a intensidade observada no i-eacutesimo ponto (sendo expresso por 120596119894 =
1 119910119894frasl ) e 119910119894 representa a intensidade observada e 119910119888119894 a intensidade calculada [46]
As medidas precisas de intensidades dadas em intervalos de 2θ o incremento de 2θ
constante um modelo inicial proacuteximo a estrutura real da amostra satildeo alguns requisitos que
devem ser analisados antes de se iniciar o refinamento
Deve-se ficar claro que o MR natildeo se trata de um software os programas satildeo utilizados
para realizar os caacutelculos matemaacuteticos requeridos pelo meacutetodo Existem diversos programas
computacionais que usam o MR dentre eles o pacote de programas GSAS (General Structure
Analysis System) [47] e o EXPGUI [48]
Para se descrever o formato dos picos de DRX de materiais nanoestruturados
recomenda-se utilizar a funccedilatildeo perfil pseudo-Voigt de Thompson-Cox-Hasting modificada
(funccedilatildeo de perfil CW 4 no pacote GSAS [47]) que considera o modelo anisotroacutepico de Stephens
e efeitos de textura [4950]
Nesta funccedilatildeo de perfil a largura a meia altura (FWHM) das partes gaussiana (ΓG) e
Lorentziana (ΓL) eacute expressa da seguinte forma
Γ119866 = [(119880 + (1 minus 120578)2119889ℎ1198961198974 Γ119878
2(ℎ119896119897))1199051198861198992120579 + 119881119905119886119899120579 + 119882 +119875
1198881199001199042120579]
12
(5)
e
Γ119871 = 120578119889ℎ1198961198972 Γ119878(ℎ119896119897) 119905119886119899120579 +
119883+119883119890119888119900119904120601
119888119900119904120579 (6)
Onde dhkl eacute a distacircncia entre os planos da rede e θ eacute o acircngulo de Bragg Na parte gaussiana os
paracircmetros V e W dependem dos instrumentos Os paracircmetros P e o termo X + Xecosφ
descrevem respectivamente as contribuiccedilotildees Gaussianas e Lorentzianas para o tamanho de
cristalito Os paracircmetros P e X correspondem ao tamanho de cristalito isotroacutepico enquanto Xe
expressa efeitos de tamanho de cristalito anisotroacutepicos φ eacute o acircngulo entre o vector de reflexatildeo
e o seu respectivo eixo de ampliaccedilatildeo
O paracircmetro de tensatildeo isotroacutepica U e o paracircmetro de tensatildeo anisotroacutepica ΓS (hkl)
expressam o alargamento de pico causado por deformaccedilotildees na rede cristalina ΓS (hkl) eacute uma
28
funccedilatildeo do alargamento (hkl) e depende da simetria de cristal [4950] O paracircmetro η eacute um
coeficiente de mistura que determina as contribuiccedilotildees do alargamento gaussiano (η = 0) e
Lorentziano (η = 1)
O tamanho de cristalito aparente pode ser determinado pela formula de Scherrer
Considerando o refinamento de todos esses paracircmetros para ajustar as larguras de linha e
assumindo que a contribuiccedilatildeo da distribuiccedilatildeo de tamanho de cristalitos eacute anisotroacutepica isto eacute
fazendo P = 0 na equaccedilatildeo 5 pode-se calcular o tamanho de cristalito (lang119889rang) pela seguinte foacutermula
[52]
lang119889rang =(18000119870120582)
119871119909120587 (7)
Considerando tambeacutem que as microtensotildees satildeo isotroacutepicas e fazendo ΓS (hkl) =0 na
equaccedilatildeo 6 pode-se calcular seu percentual pela foacutermula contida no Manual do GSAS [52]
assim a microdeformaccedilatildeo (ε) pode ser expressa por
120576 =120587
18000radic(81198971198992)(119866119880 minus 119866119880119900)100 (8)
Onde GUo eacute o valor previamente obtido do material padratildeo utilizado na calibraccedilatildeo do
equipamento Os valores obtidos para a amostra padratildeo satildeo considerados como iniciais para
paracircmetros ajustaacuteveis e mantidos fixos para os demais durante o ajuste de difratogramas de
amostras em estudo [53]
Durante o refinamento pelo meacutetodo de Rietveld um conjunto de paracircmetros varaacuteveis eacute
calculado e refinado em relaccedilatildeo aos dados digitalizados do difratograma abaixo apresenta-se
um breve detalhamento desses paracircmetros [414243]
29
1- Fator de escala corresponde agrave correccedilatildeo de proporcionalidade entre o padratildeo
difratomeacutetrico calculado e o observado
2- Linha de base (background) eacute corrigida a partir de dados coletados no proacuteprio
difratograma e da interpolaccedilatildeo entre estes pontos Eacute importante conhecer o
comportamento da linha de base jaacute que esta fornece informaccedilotildees a respeito da presenccedila
de fases amorfas na amostra e pode ser incluiacuteda em uma rotina de quantificaccedilatildeo das
fases envolvidas
3- Perfil de pico conjunto de funccedilotildees analiacuteticas em que se modelam efeitos relacionados
ao perfil Algumas equaccedilotildees analiacuteticas satildeo propostas para corrigir estes efeitos como
as equaccedilotildees Gaussiana Lorentziana e de assimetria
4- Paracircmetros da ceacutelula Podem ser corrigidos pela Lei de Bragg (nλ=2dsenθ) onde o
espaccedilamento d estaacute relacionado aos iacutendices de Miller e portanto aos paracircmetros de
ceacutelula (a b c α β γ) A indexaccedilatildeo dos picos eacute feita levando-se em conta os paracircmetros
da ceacutelula e a intensidade calculada o que mostra certa vantagem em relaccedilatildeo a teacutecnicas
convencionais pois todos os paracircmetros que influenciam na discrepacircncia dos valores
de d satildeo refinados conjuntamente com os das intensidades
5- Fator de estrutura os paracircmetros variaacuteveis deste fator satildeo posiccedilotildees atocircmicas fatores
de temperatura isotroacutepicos ou anisotroacutepicos e o nuacutemero de ocupaccedilatildeo
6- Deslocamento paracircmetros de correccedilatildeo dos deslocamentos devido agrave fuga do ponto focal
da oacuteptica do difratocircmetro
7- Orientaccedilatildeo preferencial correccedilatildeo de problemas gerados na preparaccedilatildeo de amostra
Trabalhos da literatura mostram que a reduccedilatildeo computacional da orientaccedilatildeo preferencial
tem eficiecircncia limitada daiacute a preocupaccedilatildeo em controlar este efeito durante a preparaccedilatildeo
da amostra
30
251 Iacutendices de avaliaccedilatildeo da qualidade do refinamento
A qualidade do refinamento deve ser verificada atraveacutes de indicadores estatiacutesticos
numeacutericos que satildeo utilizados durante o processo iterativo (caacutelculos) e apoacutes o teacutermino deste
para aferir se o refinamento estaacute se procedendo de modo satisfatoacuterio [46]
Os refinamentos realizados no software GSAS [47] devem ser acompanhados no que
diz respeito a convergecircncia ao miacutenimo global por iacutendices de confiabilidade para julgar a
qualidade dos mesmos dentre eles o Rwp (R ponderado) e o 1205362 chamado de ldquogoodnees of fit
os quais estatildeo relacionados com o perfil do difratograma [46]
O Rwp eacute expresso por
119877119908119901 = ( radicsum 120596119894(119910119894minus 119910119888119894)2
119894
sum 120596119894(119910119894)2119894
) 119909 100 (9)
O denominador do Rwp eacute a funccedilatildeo de minimizaccedilatildeo (equaccedilatildeo 4) Esse eacute o iacutendice que deve
ser analisado para verificar se o refinamento estaacute convergindo Se o valor de Rwp estaacute
diminuindo entatildeo o refinamento estaacute sendo bem-sucedido Bons refinamentos fornecem
valores de Rwp da ordem de 2 a 10 tipicamente se encontram entre 10 e 20 [46]
O Rexp eacute o valor estatisticamente esperado sendo expresso conforme [54]
119877119890119909119901 = [(119873minus119875)
sum 119908119894(119910119894(119900119887119904))sup2]
12frasl
(10)
Por sua vez o 1205362 eacute definido como
1205942 = 119877119908119901
119877119890119909119901 (11)
Trata-se de um iacutendice frequentemente utilizado estando relacionado agrave qualidade do
ajuste entre o difratograma calculado e o observado Espera-se que seu valor seja equivalente a
10 em um refinamento perfeito sendo que na praacutetica valores em torno de 50 caracterizam
refinamentos otimizados [43] O Rexp utilizado para se determinar o valor de 1205362 eacute o valor
estatisticamente esperado para o Rwp
31
252 GSAS-EXPGUI
O diagrama de blocos da Figura 12 descreve os procedimentos a serem seguidos para se
iniciar um refinamento no software EXPGUI [48]
Figura 12 Diagrama de blocos com ordem dos procedimentos para iniacutecio do refinamento no EXPGUI
Iniciar o programa
Adicionar as fases
Inserir o Difratograma Experimental
Inserir o arquivo PRM
Escolha da funccedilatildeo de background
powpref
genles
Abertura do programa com criaccedilatildeo de um novo arquivo referente ao
refinamento que seraacute iniciado
A adiccedilatildeo das fases presentes na amostra normalmente utiliza-se arquivos
com as informaccedilotildees cristalograacuteficas com a extensatildeo cif
Insere-se o arquivo contendo o difratograma experimental (com a extensatildeo
gsas)
Inserir o PRM O arquivo PRM conteacutem informaccedilotildees instrumentais do
difratocircmetro utilizado como por exemplo o nome do difratocircmetro o
comprimento de onda da radiaccedilatildeo utilizada a polarizaccedilatildeo e os paracircmetros de
perfil relacionados ao alargamento instrumental
O passo seguinte eacute a escolha da funccedilatildeo de background e o nuacutemero de termos
que se iraacute utilizar O programa dispotildee de 8 tipos de funccedilotildees background Na
sequecircncia deve-se escolher a funccedilatildeo de perfil que iraacute modelar os picos de
difraccedilatildeo O GSAS possui cinco funccedilotildees Nesse trabalho utilizou-se a funccedilatildeo
nuacutemero 4
Preparar e carregar os dados
Prepara para rodar os ciclos de refinamento
32
Concluiacutedo os processos descritos na Figura 12 inicia-se o refinamento dos paracircmetros
vale ressaltar que a utilizaccedilatildeo da funccedilatildeo perfil pseudo-Voigt de Thompson-Cox-Hasting
modificada embora seja mais interessante para refinamentos de estruturas ela pode apresentar
alguma complicaccedilatildeo devido agrave grande quantidade de paracircmetros altamente correlacionados (GU
GV GW GP LX) que tornam a convergecircncia um desafio agrave paciecircncia
Entretanto a sua aplicaccedilatildeo pode ser significativamente simplificada se um refinamento
preacutevio de uma amostra padratildeo for realizado e os paracircmetros instrumentais obtidos forem
usados como paracircmetros iniciais para o refinamento do material desejado [46]
Na Figura 13 apresenta-se um print da interface do EXPGUI Durante os procedimentos
de refinamento
Figura 13 Interface do EXPGUI para refinamento dos paracircmetros
Para refinamento dos paracircmetros o conhecimento da correlaccedilatildeo de cada fator torna mais
faacutecil o sucesso e a qualidade final do refinamento Escolhendo-se a funccedilatildeo de perfil 4 tem-se as
seguintes correlaccedilotildees mostradas na tabela 3
33
Tabela 3 Correlaccedilotildees e definiccedilotildees para as variaacuteveis envolvidas no refinamento pelo MR no EXPGUI
PARAcircMETRO CORRELACcedilAtildeO NO MODELO REFINADO
GV e GW Definem a largura da gaussiana relacionada ao alargamento instrumental
GU Define a largura da gaussiana relacionada agrave micro deformaccedilatildeo da rede
GP Define a largura da gaussiana relacionada ao tamanho de cristalito
LX Define a largura da lorentziana relacionada ao tamanho de cristalito
PTEC Avalia a anisotropia do tamanho de cristalito relacionada ao alargamento de
Lorentz
SHKL Define a micro deformaccedilatildeo da rede relacionada ao alargamento de Lorentz Seu
nuacutemero de termos depende da simetria de Laue
TRNS Descreve a profundidade de penetraccedilatildeo dos raios X em uma amostra
SHFT Determina o deslocamento em 2θ devido agrave posiccedilatildeo da amostra no porta amostra
SFEC Avalia a anisotropia quando haacute falhas de empilhamento da rede
ETA Eacute o termo de mistura entre as contribuiccedilotildees de Gauss e de Lorentz
SL e HL Satildeo termos de assimetria relacionados agrave divergecircncia axial
25 Calorimetria Diferencial de Varredura
A calorimetria diferencial de varredura (Differential Scanning Calorimetry- DSC) eacute um
meacutetodo de medida bem estabelecido e usado numa ampla escala em diferentes aacutereas de
pesquisa Com as medidas de DSC eacute possiacutevel investigar a evoluccedilatildeo teacutermica dos materiais e
tambeacutem avaliar grandezas como pureza capacidade teacutermica calor de transiccedilatildeo transiccedilotildees
viacutetreas relaxaccedilatildeo teacutermica [2]
O sistema DSC consiste na detecccedilatildeo de um sinal eleacutetrico gerado pela diferenccedila de
temperatura entre o material de referecircncia cujo comportamento com a temperatura eacute conhecido
e o material que estaacute sendo investigado (amostra) O DSC eacute um meacutetodo calorimeacutetrico no qual
satildeo medidas diferenccedilas de energia A Figura 14 ilustra a configuraccedilatildeo de um DSC
34
Figura 14 Ilustraccedilatildeo da configuraccedilatildeo de um DSC
As curvas construiacutedas com os dados DSC permitem identificar substacircncias construir
diagramas de fase aleacutem de determinar a fraccedilatildeo de cristalinidade dos materiais A amostra natildeo
inerte pode sofrer periodicamente fenocircmenos de absorccedilatildeo ou geraccedilatildeo de calor em funccedilatildeo do
tempo temperatura e posiccedilatildeo do meio Entre os processos de absorccedilatildeo de calor (endoteacutermicos)
pode-se destacar a fusatildeo a sublimaccedilatildeo a adsorccedilatildeo e entre os processos de geraccedilatildeo de calor
(exoteacutermicos) destacam-se a cristalizaccedilatildeo e a desorccedilatildeo
De acordo com o fenocircmeno ocorrido com a amostra no interior do equipamento a curva
gerada poderaacute apresentar picos endoteacutermicos ou exoteacutermicos a associaccedilatildeo dos dados com um
diagrama de fases um DRX ou outra teacutecnica poderaacute ser necessaacuterio para se extrair informaccedilotildees
consistentes A Figura 15 ilustra as possiacuteveis configuraccedilotildees encontradas em uma curva tiacutepica
de DSC
Figura 15 Representaccedilatildeo graacutefica dos padrotildees geneacutericos de picos apresentados no DSC
35
Dentre os possiacuteveis fenocircmenos apresentados por uma amostra em um DSC pode-se
obter picos exoteacutermicos ou endoteacutermicos Pode-se calcular a energia de ativaccedilatildeo (Ea) necessaacuteria
para promover a cristalizaccedilatildeo ou a nucleaccedilatildeo de uma fase Para tanto eacute necessaacuterio conhecer
valores de temperaturas de pico de cristalizaccedilatildeo (Tc) medidas para diferentes taxas de
aquecimento constantes (τ) e aplicar esses valores na equaccedilatildeo de Kissinger mostrada abaixo
[2]
119897119899 (τ
1198791198882) = minus
119864119886
119877119879119888+ 119888 (12)
onde R = 831 Jmol K eacute a constante molar dos gases e c eacute uma constante arbitraria
36
3 PROCEDIMENTOS EXPERIMENTAIS
31 Produccedilatildeo da Amostra
Para produccedilatildeo da amostra de Bi3Ni utilizou-se a formula AxBy onde x + y =100 e as
relaccedilotildees abaixo descritas as quais permitem encontrar os valores em fraccedilatildeo da massa de cada
componente
119872119879119900119905119886119897 = (119909
119909+119910) 119872119860 + (
119910
119909+119910) 119872119861
119876119860 = (119909
119909+119910)
119872119860
119872119879119874119879119860119871 e (13)
119876119861 = (119910
119909 + 119910)
119872119861
119872119879119874119879119860119871
onde MTotal = massa total a ser pesada MA = massa do elemento A (constante na Tabela
Perioacutedica) MB = massa do elemento B (constante na Tabela Perioacutedica) QA = fraccedilatildeo da massa
do elemento A a ser pesada e QB = fraccedilatildeo da massa do elemento B a ser pesada
Considerando-se as relaccedilotildees acima a amostra composta pelos elementos quiacutemicos
Niacutequel (Ni) e Bismuto (Bi) foi produzida com a massa total de 3 gramas sendo 026 gramas
de Ni (Alfa Aesar com 9995 de pureza e com tamanho de partiacutecula de minus100 mesh) e 274
gramas de Bi (Alfa Aesar com 9995 de pureza e com tamanho de partiacutecula de minus100 mesh)
Para pesagem foi utilizada a balanccedila eletrocircnica de alta precisatildeo (001mg) SHIMADZU modelo
(AUW220D)
32 Siacutentese Mecacircnica
Apoacutes a preparaccedilatildeo da amostra iniciou-se a fase da moagem mecacircnica Para tal utilizou-
se o moinho High Energy Ball Mill Emax da Retsch pertencente ao Laboratoacuterio de Siacutentese e
Caracterizaccedilatildeo de Nanomateriais (LSCN) do IFAM O moinho Emax combina vantagens de
diversos tipos de moinho tais como impacto de alta frequecircncia (moinho oscilante) atrito
37
intenso (moinho oscilante de discos) e movimentos rotativos controlados do vaso de moagem
(moinho de bolas planetaacuterio) o que proporciona um oacutetimo desempenho [55]
Na Figura 16 satildeo mostradas as imagens do moinho na imagem agrave esquerda observa-se a posiccedilatildeo
de fixaccedilatildeo dos dois jarros de moagem
Figura 16 Moinho High Energy Ball Mill Emax
Os suportes de cada vaso satildeo afixados sobre dois discos que giram no mesmo sentido
movendo assim os vasos por uma trajetoacuteria circular sem que estes modifiquem sua orientaccedilatildeo
A accedilatildeo combinada da geometria dos vasos e da mecacircnica do movimento gera um forte atrito
entre as bolas a amostra e as paredes do vaso bem como uma elevada aceleraccedilatildeo que lanccedila as
bolas com forte impacto contra a amostra junto agraves paredes do vaso Disso resulta uma melhor
mistura das partiacuteculas e uma menor granulometria final [55]
O moinho possui um sistema de resfriamento por aacutegua permitindo que a elevada
aplicaccedilatildeo de energia possa ser aproveitada com eficiecircncia no processo de moagem sem que a
amostra se superaqueccedila
A amostra foi colocada no jarro de moagem juntamente com 3 esferas de accedilo inoxidaacutevel
com massa total de 2092 g resultando numa BPR aproximada de 71 O jarro de moagem foi
levado a glove box onde foi realizado o vaacutecuo do ambiente com a posterior injeccedilatildeo de gaacutes
Argocircnio e a selagem do vaso de moagem Esse procedimento teve como objetivo evitar uma
possiacutevel oxidaccedilatildeo da amostra durante a moagem mecacircnica
38
Na Figura 17 eacute possiacutevel visualizar o jarro de moagem em dois momentos sendo o
primeiro entes do fechamento com as esferas e a amostra e posteriormente durante o processo
de fechamento dentro da glove box
Figura 17 Preparaccedilatildeo e selagem do vaso de moagem
O primeiro processo de moagem da mistura foi realizado durante uma hora Apoacutes esse
tempo o jarro foi aberto e feito uma Difraccedilatildeo de Raios X (DRX) da amostra Seguiu-se entatildeo
para selagem do vaso de moagem e preparaccedilatildeo para novo ciclo de moagem O intervalo de
moagem passou a ser de 3 horas sendo realizado em trecircs etapas de 1 hora entre cada etapa
houve um intervalo de 5 minutos para resfriamento da amostra realizadas sem abertura do jarro
de moagem
No procedimento foi utilizada a rotaccedilatildeo de 1000 rpm a temperatura do vaso variou de
27 degC agrave 39 degC no final da moagem Apoacutes as 3 horas de moagem o vaso foi aberto e realizou-se
um DRX da amostra Esse processo se repetiu por seis vezes tendo gerado intervalos de tempo
de1h 4hs 7hs 10hs 13hs 16hs e 19hs de moagem
O fim da moagem foi estabelecido com base na anaacutelise dos difratogramas da amostra e
da constataccedilatildeo de equiliacutebrio na evoluccedilatildeo ou formaccedilatildeo de novas fases
39
33 Difraccedilatildeo de Raios X
As medidas de DRX foram realizadas no Laboratoacuterio de Materiais (LabMat) da UFAM
utilizando um Difratocircmetro de Raio-X modelo Empyrean da PANalytical com radiaccedilatildeo CuKα1
de 1 5406 Aring e se dividiram em duas etapas
A primeira etapa foi realizada com os intervalos de 1h 4hs 7hs 10hs 13hs 16hs e 19
horas e teve como finalidade acompanhar a evoluccedilatildeo estrutural da amostra e confirmar a
formaccedilatildeo da fase uacutenica de Bi3Ni
A Figura 18 apresenta o porta amostra em duas etapas distintas a primeira com a
amostra sendo preparada adequadamente e na segunda pronta para a realizaccedilatildeo do DRX
Figura 18 Preparaccedilatildeo da amostra para realizaccedilatildeo de DRX
Os difratogramas experimentais gerados foram submetidos agrave identificaccedilatildeo das fases
cristalinas atraveacutes de comparaccedilotildees com padrotildees difratomeacutetricos disponibilizados no banco de
dados do Inorganic Crystal Structure Database ndash ICSD
Na Figura 19 apresenta-se o goniocircmetro difratocircmetro de raio-X modelo Empyrean da
PANalytical
40
Figura 19 Difratocircmetro de Raio-X modelo Empyrean da PANalytical
Os padrotildees usados de DRX foram os seguintes
Faixa de acircngulo 10 ndash 100deg
Velocidade de escaneamento 1deg min
Tempo aproximado de realizaccedilatildeo do difratograma 45 min
Tubo de raio-X de cobre (Cu)
Voltagem 40 kV
Corrente 30 mA
Divergecircncia de fenda 10 (deg)
Dispersatildeo de fenda 10 (deg)
A segunda etapa das medidas de DRX foi realizada com uso do forno e medidas in situ
tendo sido realizadas com a amostra moiacuteda por 19 horas nas temperaturas de 250 2500 3000 e
350 0C essas medidas tiveram a finalidade de acompanhar o comportamento estrutural em
funccedilatildeo da temperatura e estudar a estabilidade teacutermica da amostra Detalhes do forno estatildeo
ilustrados nas Figuras 20
41
Figura 20 Preparaccedilatildeo da amostra e porta amostra no forno do DRX
A primeira mediccedilatildeo foi realizada a temperatura de 25 oC seguindo-se de um
aquecimento a taxa de 10 oCmin ateacute atingir a temperatura de 250 oC apoacutes atingir a temperatura
procedeu-se uma execuccedilatildeo de uma isoteacutermica por 10 minutos antes da mediccedilatildeo in situ de DRX
O procedimento foi repetido para as temperaturas de 300 oC e 350 oC conforme pode-se
observar na rampa de aquecimento da Figura 21
Figura 21 Rampa de aquecimento para medidas in situ de DRX
34 Refinamento pelo Meacutetodo de Rietveld
Para realizaccedilatildeo dos refinamentos pelo MR desta dissertaccedilatildeo utilizou-se o programa
GSAS (General Structure Analysis System) e o EXPGUI [4748]
42
Para se descrever o formato dos picos de DRX utilizou-se a funccedilatildeo perfil pseudo-Voigt
de Thompson-Cox-Hasting modificada funccedilatildeo de perfil CW 4 no pacote GSAS que considera
o modelo anisotroacutepico de Stephens e efeitos de textura [4950]
Para o coeficiente de mistura (η) que determina as contribuiccedilotildees do alargamento
gaussiano (η = 0) e Lorentziano (η = 1) nas equaccedilotildees 5 e 6 foi utilizado neste trabalho o valor
de η = 075
Os coeficientes de alargamento instrumental V e W constantes na equaccedilatildeo 5 foram
previamente obtidos a partir do DRX de uma amostra padratildeo bem cristalizada e mantidos fixos
no refinamento dos dados experimentais
Para o caacutelculo do tamanho meacutedio de cristalito com o uso da equaccedilatildeo 7 utilizou-se o
valor de K = 091 e 120582=0154056 nm
O GSAS dispotildee de 8 tipos de funccedilotildees de background neste trabalho utilizou-se a funccedilatildeo
polinomial de Chebyshev o nuacutemero de termos variou tendo sido utilizados 20 termos na funccedilatildeo
polinomial para refinamentos com a presenccedila da fase amorfa e 6 termos apoacutes a cristalizaccedilatildeo da
fase amorfa
Para iniacutecio do refinamento no programa EXPGUI foi utilizado o diagrama de blocos da
Figura 12 e para o refinamento dos paracircmetros as correlaccedilotildees da tabela 3
35 Tratamento Teacutermico
Foi realizado um tratamento teacutermico na amostra moiacuteda por 19 horas com a finalidade
de promover o relaxamento dos defeitos e tensotildees causados durante a moagem mecacircnica e a
cristalizaccedilatildeo da fase amorfa presente A partir da temperatura ambiente 25 oC iniciou-se o
aquecimento a uma taxa de 10 oCmin A temperatura final foi de 800 oC seguindo-se do
desligamento do forno que se manteve fechado ateacute que a temperatura da amostra atingisse
25 oC Em seguida a amostra foi retirada do forno e foi realizado um DRX Utilizou-se um forno
tubular com tubo de quartzo e uma atmosfera com fluxo constante de gaacutes argocircnio ilustrado
na Figura 22
43
Figura 22 Forno utilizado para realizar o tratamento teacutermico
36 Calorimetria Diferencial de Varredura (DSC)
As medidas de DSC foram realizadas na amostra moiacuteda por 19 horas em uma ceacutelula
Netzsch modelo DSC 3500 Sirius pertencente ao Laboratoacuterio de Termo ciecircncias da UFAM
Para realizaccedilatildeo das medidas utilizou-se um fluxo de proteccedilatildeo de N2 a 50 mlmin com
temperatura inicial de 25 oC e temperatura final de 550 oC
Foram realizadas quatro medidas com as taxas de transferecircncia de calor de 25 oCmin
5 oCmin 10 oCmin e 20 oCmin Foram utilizados cadinhos (porta amostra) de alumiacutenio e a
massa meacutedia de 22 mg de amostra foi utilizada nos quatro experimentos
Na Figura 23 eacute mostrada a ceacutelula Netzsch modelo DSC 3500 Sirius onde foram
realizadas as medidas e os cadinhos sendo dois fechados e um com a amostra visiacutevel
Figura 23 Equipamento utilizado para realizar o DSC
44
4 RESULTADOS E DISCUSSOtildeES
41 Evoluccedilatildeo estrutural
A Figura 24 mostra a evoluccedilatildeo estrutural durante o processo de siacutentese conforme
descrito nos procedimentos experimentais Qualitativamente podemos ver nesta figura uma
modificaccedilatildeo gradativa dos padrotildees de difraccedilatildeo O pico mais intenso da amostra moiacuteda por 1
hora corresponde ao plano (1 0 -2) do Bi precursor
Acompanhando o comportamento deste plano em especiacutefico constata-se que entre a
primeira e a quarta hora o mesmo sofre apenas uma ligeira diminuiccedilatildeo Concomitantemente
com este decreacutescimo emergem pequenos novos picos em 2θ aproximadamente entre 28 e 35o
Com 7 horas de moagem os novos picos satildeo evidentes e foram identificados junto agrave base de
dados do ICSD como a estrutura desejada Bi3Ni grupo espacial Pnma (cartatildeo nuacutemero 391336)
Em 13 horas de moagem o pico do Bi atinge seu miacutenimo e segue estaacutevel ateacute 19 h de moagem
Dada a observaccedilatildeo da estabilizaccedilatildeo estrutural o processo foi interrompido Uma anaacutelise mais
detalhada dos difratogramas seraacute mostrada e discutida na sequecircncia
Figura 24 Padratildeo de difraccedilatildeo observado para amostra e Bi3Ni durante todo intervalo de moagem
10 20 30 40 50 60 70 80
19h
16h
1h
10h
1h
7h
4h
2(graus)
1h
13h
Inte
nsid
ade (
ua
)
45
Na Figura 25 mostramos a indexaccedilatildeo das fases na primeira hora de moagem onde foi
verificada o iniacutecio da nucleaccedilatildeo do Bi3Ni Tambeacutem eacute possiacutevel observar os picos do elemento
precursor minoritaacuterio no caso o Niacutequel (cartatildeo ICSD 64703)
Figura 25 Difratograma obtido apoacutes a primeira hora de moagem
Seguindo o processo de moagem conforme descrito nos procedimentos experimentais
a amostra foi moiacuteda por mais 3 horas totalizando 4 horas de moagem os difratogramas obtidos
satildeo apresentados nas Figuras 26 e 27 Nesta etapa jaacute natildeo eacute mais possiacutevel identificar a presenccedila
dos picos referentes ao niacutequel dessa forma somente satildeo observados os picos do bismuto e do
Bi3Ni Poreacutem como verificamos na Figura 24 a nucleaccedilatildeo da liga Bi3Ni continua ocorrendo
sistematicamente
Na Figura 26 mostramos uma comparaccedilatildeo do difratograma padratildeo de Bi3Ni (cartatildeo
nuacutemero 391336 do ICSD) com o difratograma da amostra moiacuteda por 4 horas plotados em
conjunto para destacar a nucleaccedilatildeo da fase de Bi3Ni
Na Figura 27 apresenta-se o resultado do refinamento pelo meacutetodo de Rietveld para as
4 horas de moagem Eacute possiacutevel verificar um bom acordo entre o padratildeo de DRX da amostra e
o padratildeo refinado por MR Os fatores de qualidade podem ser verificados na tabela 4 Neste
refinamento obtivemos uma fraccedilatildeo de fase equivalente a 67 de Bi e 33 de Bi3Ni
46
Figura 26 Difratograma da amostra moiacuteda durante 4 horas (curva com ruiacutedo) e o padratildeo idealizado
do Bi3Ni calculado a partir do arquivo CIF (cartatildeo ICSD no 391336)
Figura 27 Padratildeo observado no DRX (4horas) calculado e residual obtidos no refinamento pelo MR
10 20 30 40 50 60 70 80
23 24 25 26 27 28 29 30 31 32 33
Inte
nsid
ade (
ua
)
2(graus)
4 horas
CIF Bi3Ni
10 20 30 40 50 60 70 80
Experimental
Calculado
Residual
Inte
nsid
ade (
u a)
2 (graus)
4 horas
25 30 35 40 45
47
Em todas as etapas do processo de moagem foram obtidos refinamentos com iacutendices de
qualidade muito semelhantes Natildeo houve alteraccedilatildeo nos acircngulos da ceacutelula unitaacuteria do composto
de Bi3Ni que permanecerem com α= β= λ = 90o Os valores obtidos para os iacutendices de avaliaccedilatildeo
da qualidade e os paracircmetros de rede encontram-se na tabela 4
Tabela 4 Valores de Rwp e 1205362 obtidos nos refinamentos realizados durante o processo de moagem
mecacircnica para o Bi3Ni
Com os resultados obtidos nos refinamentos determinou-se as contribuiccedilotildees em
porcentagem de cada fase em funccedilatildeo do tempo de moagem Verifica-se que apoacutes a primeira
hora de moagem natildeo se identifica no difratograma a presenccedila de Ni entretanto a fase de Bi3Ni
continua nucleando indicando que ainda existe niacutequel disponiacutevel para a formaccedilatildeo desta fase
Pode-se conceber algumas hipoacuteteses para este fato A primeira refere-se agrave sensibilidade do
equipamento de DRX que natildeo identifica precisamente elementos com fraccedilatildeo de fase menor
que 10 Outa hipoacutetese provaacutevel pode ser atribuiacutea a uma adesatildeo do niacutequel nas paredes do jarro
de moagem ou nas esferas de accedilo tendo em vista sua ductilidade
Na Figura 28 foi plotado a fraccedilatildeo de cada uma das fases presentes no processo de
moagem em funccedilatildeo do tempo Fica evidente que apoacutes a primeira hora a fraccedilatildeo de fase do niacutequel
eacute zero mas continua ocorrendo a nucleaccedilatildeo do Bi3Ni que estabiliza em 13 horas
TEMPO DE MOAGEM RWP 1205362 PARAcircMETROS DE REDE DO BI3NI
a (Å) b (Å) c (Å) Volume (Å3)
4 HORAS 77 139 8890(9) 4102(1) 11502(1) 41949(6)
7 HORAS 70 137 8891(3) 4106(1) 11500(1) 41986(9)
10 HORAS 71 131 8888(1) 4104(8) 11495(1) 41939(5)
13 HORAS 65 124 8893(5) 4104(3) 11507(1) 42003(2)
16 HORAS 64 124 8888(7) 4102(9) 11499(9) 41940(1)
19 HORAS 63 123 8894(1) 4105(1) 11506(5) 42012(3)
48
Figura 28 Fraccedilatildeo das fases de Ni Bi e Bi3Ni em funccedilatildeo do tempo de moagem
Utilizando-se a equaccedilatildeo 7 com os dados obtidos no refinamento pelo MR calculou-se
o tamanho meacutedio dos cristalitos de Bi3Ni em funccedilatildeo do tempo de moagem Na Figura 29
apresenta-se em forma de um graacutefico os valores obtidos Observamos que entre a quarta e a
seacutetima hora haacute um aumento aproximado de 14 no tamanho meacutedio do cristalito pode-se
atribuir esse aumento a uma possiacutevel deformaccedilatildeo plaacutestica da amostra acarretando num
acreacutescimo da aacuterea de superfiacutecie o que aumentaria progressivamente a probabilidade de
soldagem a frio dessas partiacuteculas gerando assim um aumento do tamanho meacutedio do cristalito
Entre a seacutetima e a deacutecima hora de moagem ocorre uma reduccedilatildeo de 26 no tamanho do
cristalito maior valor percentual obtido entre intervalos de moagem Entre a deacutecima sexta e a
deacutecima nona hora haacute uma estabilizaccedilatildeo no processo de reduccedilatildeo do tamanho de cristalito
Obtivemos no final do processo uma reduccedilatildeo total de aproximadamente 59 o que representa
um tamanho meacutedio de cristalito na ordem de 2653 nm
Plota-se na Figura 29 um graacutefico com tamanho meacutedio de cristalito do composto Bi3Ni
em funccedilatildeo do tempo de moagem
0 5 10 15 20
0
20
40
60
80
100
Fra
ccedilao d
e fases (
)
Tempo de moagem ( horas)
Bi
Bi3Ni
Ni
49
Figura 29 Tamanho meacutedio de cristalito de Bi3Ni em funccedilatildeo do tempo de moagem
Natildeo houve formaccedilatildeo de novas fases ou aparentemente quaisquer outras alteraccedilotildees
significativas apoacutes a deacutecima terceira hora de moagem Os uacutenicos efeitos com a continuaccedilatildeo da
moagem foram a melhora da cristalizaccedilatildeo da fase de interesse e o aumento de intensidade do
perfil referente a fase amorfa Poreacutem o processo de moagem totalizou 19 horas a finalidade
deste intervalo apoacutes a estabilizaccedilatildeo de formaccedilatildeo da fase pretendida foi verificar a possibilidade
de oxidaccedilatildeo da amostra que ficou exposta ao ambiente durante a execuccedilatildeo do DRX
Observa-se nos difratogramas da Figura 24 a formaccedilatildeo de uma acentuada elevaccedilatildeo na
linha de base entre a faixa de 2θ que vai de aproximadamente 26deg a 36deg A forma ou perfil
dessa elevaccedilatildeo eacute um forte indicio do aparecimento de uma fase amorfa Para alcanccedilar bom
acordo nos refinamentos Rietveld foram necessaacuterios 20 termos na funccedilatildeo polinomial de
Chebyshev para descrever estas linhas de base (background)
Analisando-se portanto os difratogramas referentes agraves etapas de 10 13 16 e 19 horas
eacute possiacutevel identificar o crescimento dessa fase amorfa conforme mostramos na Figura 30
4 6 8 10 12 14 16 18 20
25
30
35
40
45
50
55
Ta
ma
nh
o m
eacuted
io d
e c
rista
lito
(n
m)
Tempo de moagem (horas)
50
Estas curvas satildeo particularmente interessantes uma vez que podemos avaliar as
distacircncias R entre os primeiros vizinhos da fase desordenada aplicando a equaccedilatildeo de Ehrenfest
que pode ser expressa como [56]
2Rsen(θ) = 123λ (14)
O maacuteximo destas curvas correspondem a 2θ ~29o o que nos leva a distacircncias aproximada
de 38 Aring Esta distacircncia natildeo fere nenhum viacutenculo de distancias entre os atamos para
Ni-Ni~248 Aring Ni-Bi~ 278 Aring Bi-Bi~308 Aring Bi-O~214 Aring
Figura 30 Comparaccedilatildeo das funccedilotildees de background para a amostra moiacuteda por 10 13 16 e 19 horas
Com objetivo de avaliar com mais detalhes a estrutura nanocristalina e amorfa
realizamos medidas de difraccedilatildeo com configuraccedilotildees que produzissem uma maior qualidade nos
dados obtidos utilizamos uma cacircmara com baixo vaacutecuo e aumentamos o tempo de aquisiccedilatildeo
dos dados
A Figura 31 mostra o padratildeo obtido para a amostra final moiacuteda por 19 horas
Destacamos a evidente fase amorfa que se forma
10 20 30 40 50 60 70 80
19 horas
16 horas
13 horas
10 horas
Inte
nsid
ade (
u a)
2 (graus)
51
Figura 31 Formaccedilatildeo da fase amorfa na amostra de Bi3Ni apoacutes 19 horas de moagem
Comparando o padratildeo de DRX obtido para amostra moiacuteda por 19 horas com o
difratograma padratildeo de Bi3Ni (cartatildeo nuacutemero 391336 do ICSD) pode-se constatar a
equivalecircncia dos picos conforme apresentada Figura 32
Com os difratogramas de maior resoluccedilatildeo verificamos a presenccedila embora em uma
pequena fraccedilatildeo de Bi (ICSD no 64703) Assim como uma ligeira sugestatildeo da existecircncia de
Bi2O3 (ICSD no 41764) vislumbra-se essa fase em virtude da possiacutevel oxidaccedilatildeo da amostra
devido as sucessivas aberturas do jarro de moagem para realizaccedilatildeo do DRX entretanto
diferentemente do que se percebe para o bismuto natildeo haacute nenhum pico referente ao oxido de
bismuto
Na posiccedilatildeo de 2θ~27o existe um pico caracteriacutestico do Bi2O3 entretanto mesmo com a
melhor resoluccedilatildeo do DRX natildeo eacute possiacutevel distinguir claramente a fase do oxido de bismuto
assim durante o processo de refinamento pelo MR natildeo foi adicionada a fase relativa ao oxido
O refinamento pelo meacutetodo de Rietveld referente a amostra moiacuteda por 19h encontra-se
na Figura 33 percebe-se a boa concordacircncia obtida para a fase de interesse Bi3Ni e a fase
20 30 40 50 60 70 80
Bi
Inte
nsid
ade (
u a)
2 (graus)
Bi
20 25 30 35 40 45
52
amorfa O asterisco indicando o pico principal do Bi salienta que essa fase por contribuir
modestamente em um difratograma tatildeo complexo natildeo eacute bem ajustada
Figura 32 Difratograma da amostra moiacuteda 19h em conjunto com os CIFs de o Bi3Ni Bi e Bi2O3
Figura 33 Difratograma da amostra moiacuteda 19h e refinada por meacutetodo de Rietveld partindo dos CIFs
do Bi3Ni Bi
20 30 40 50 60 70 80
19 horas
Bi3Ni
Bi
Bi2O
3
In
tensid
ade (
u a)
2 (graus)
25 30 35 40
20 30 40 50 60 70 80
Experimental (19h)
Calculado
Residual
Inte
nsid
ade (
u a)
2 (graus)
20 25 30 35 40 45 50
53
Os trabalhos cientiacuteficos que versam sobre a produccedilatildeo e a caracterizaccedilatildeo do composto
Bi3Ni descrevem que a siacutentese pode ser realizada por vaacuterios mecanismos normalmente as
metodologias mais usadas para obtenccedilatildeo envolvem os processos em meio quiacutemico a
eletrodeposiccedilatildeo e a solidificaccedilatildeo raacutepida Em alguns casos utilizou-se longos processos teacutermicos
que envolvem a permanecircncia da amostra num forno de resistecircncia a 1100 degC durante 3 dias
[13] ou processos de sinterizaccedilatildeo com recozimento a vaacutecuo a temperatura de 1000 degC por 24
horas [15] Relata-se tambeacutem que conforme ocorreu neste trabalho algumas amostras
apresentam pequenos traccedilos de Bi em sua composiccedilatildeo final [13]
Dessa forma o primeiro desafio desse trabalho foi produzir uma fase uacutenica de Bi3Ni por
meio da moagem mecacircnica entretanto verificou-se no resultado obtido no DRX e no
refinamento pelo MR que a fase de Bi3Ni embora apresente uma fraccedilatildeo de 999 ainda possui
leves traccedilos do pico mais intenso de bismuto (indicado por um asterisco na Figura 33) Uma
proposta futura seria portanto acrescentar uma pequena quantidade de Ni para interagir com
esse Bi remanescente
42 Medidas de DRX in situ
Com o objetivo de estudar a estabilidade teacutermica e acompanhar a evoluccedilatildeo estrutural da
amostra em funccedilatildeo da temperatura foram realizadas medidas de DRX in situ conforme
descrito nos procedimentos experimentais A Figura 34 apresenta os quatro difratogramas
obtidos
A temperatura de 25 oC observa-se uma fase uacutenica do composto Bi3Ni (com jaacute
mencionado anteriormente a amostra possui uma leve indicaccedilatildeo da presenccedila de bismuto) que
possui estrutura ortorrocircmbica e grupo espacial Pnma eacute a mesma apresentada na Figura 32
A medida que aumentamos a temperatura conforme descrito na seccedilatildeo 3 Figura 21
inicia-se uma transformaccedilatildeo do composto inicial para o crescimento da fase tetragonal de Bi2O3
(ICSD no 41764) e da fase precursora de Bi Essa alteraccedilatildeo na composiccedilatildeo da amostra ocorre
em virtude da degradaccedilatildeo da fase Bi3Ni que conforme eleva-se a temperatura tem sua fraccedilatildeo
diminuiacuteda conforme verifica-se na Figura 36 Embora as medidas in situ terem sido feitas em
baixo vaacutecuo natildeo foi impedido o crescimento do Bi2O3
54
Na Figura 34 encontram-se plotados os DRX referentes as medidas realizadas em 25o
250o 300o e 350 oC as curvas foram deslocadas verticalmente para melhor comparaccedilatildeo
Figura 34 Padratildeo observado nos DRX da amostra submetida a aquecimento
A temperatura de 250 oC temos a ocorrecircncia de trecircs fases Bi3Ni Bi2O3 e Bi
O refinamento estrutural pelo meacutetodo de Rietveld estaacute mostrado na Figura 35 Mesmo tratando-
se de uma amostra com um elevado nuacutemeros de pico aleacutem da presenccedila de uma fase amorfa o
acordo entre o experimental e o calculado eacute notaacutevel Os valores dos iacutendices de avaliaccedilatildeo da
qualidade do refinamento referentes as quatro medidas realizadas encontram-se na tabela 5
20 30 40 50 60 70 80
350 0C
300 0C
250 0C
Inte
nsid
ade (
ua
)
2 (graus)
25 0C
55
Figura 35 Padratildeo obtidos no refinamento pelo MR para amostra aquecida a 250 0C
Tabela 5 Valores de Chi2 e de Rwp obtidos nos refinamentos realizados durante o processo de
aquecimento
A temperatura de 300 oC comeccedila a formaccedilatildeo da uma nova fase cubica de grupo espacial
I23 o Bi12NiO19 em detrimento da diminuiccedilatildeo da fase de Bi3Ni Aleacutem do aumento da fraccedilatildeo
da fase de Bi2O3
Temperatura de realizaccedilatildeo da medida Rwp 1205362
25 0C 69 23
250 0C 83 18
300 0C 98 26
350 0C 99 25
10 20 30 40 50 60 70 80
Inte
nsid
ade (
ua
)
2 (graus)
Experimental
Calculado
Residual
250 0C
25 30 35 40
56
O uacuteltimo DRX foi realizado a 350 oC a principal alteraccedilatildeo dessa medida refere-se ao
fato da inexistecircncia de picos referentes agrave fase Bi3Ni A fase majoritaacuteria torna-se agora a fase
referente ao Bi e a fase Bi12NiO19 (indexado na base de dados PDF2 mas natildeo na base de dados
ICSD) permanece estaacutevel isto eacute sem alteraccedilotildees significativas em sua fraccedilatildeo O fato de estarem
presentes picos referentes ao Bi mesmo apoacutes termos ultrapassado a temperatura de fusatildeo pode
ser explicado levando-se em consideraccedilatildeo a baixa condutividade teacutermica do bismuto aliado ao
excesso de defeitos produzidos na moagem assim natildeo obteve-se a fusatildeo do elemento
Utilizamos os dados obtidos nos refinamentos para plotar o graacutefico exposto na Figura
36 onde eacute possiacutevel observar a fraccedilatildeo de cada fase em funccedilatildeo da temperatura de execuccedilatildeo do
DRX Percebe-se a raacutepida decomposiccedilatildeo da fase de Bi3Ni que entre 250 oC e 350 oC apresenta
uma reduccedilatildeo percentual de aproximadamente 88 concomitantemente ao crescimento
percentual da fase de Bi
Figura 36 Fraccedilotildees de fase em funccedilatildeo da temperatura de realizaccedilatildeo do DRX in situ
O DRX realizado na amostra a 350 oC eacute mostrado na Figura 37 em conjunto aos CIFs
das fases constituintes Para a fase Bi12NiO19 natildeo foi encontrado o CIF no banco de dados do
Inorganic Crystal Structure Database (ICSD) Para refinar utilizando o meacutetodo de Rietveld
partimos do protoacutetipo estrutural de Bi26-x Mx O40-y (M = Mg Al Co Ni) O CIF desta fase
25 75 125 175 225 275 325 375
0
20
40
60
80
100
Fra
ccedilao d
e F
ases (
)
Temperatura (0C)
Bi3Ni
Bi2O
3
Bi
Bi12
NiO19
57
resultante estaacute mostrado em vermelho na Figura 37 e uma representaccedilatildeo da ceacutelula unitaacuteria na
Figura 38 os aacutetomos de oxigecircnio estatildeo representados na cor vermelha e o niacutequel em verde
Figura 37 Padratildeo observado no DRX da amostra em 350 oC em comparaccedilatildeo com o CIF das fases
constituintes
Figura 38 Projeccedilatildeo do eixo a e em perspectiva do Bi12NiO19
10 20 30 40 50 60 70 80
Inte
nsid
ade (
ua
)
2(graus)
350 graus
Bi2O
3
Bi
Bi12
NiO19
20 25 30 35 40 45 50 55
58
O refinamento estrutural utilizando estas fases estaacute mostrado na Figura 39 e os valores
referentes aos paracircmetros de rede obtidos para o refinamento da fase Bi12NiO19 constam na
tabela 6
Figura 39 Padratildeo obtidos no refinamento pelo MR para amostra aquecida a 350 0C
Tabela 6 Paracircmetros da ceacutelula unitaacuteria da estrutura Bi12NiO19
A Figura 40 conteacutem as fotografias retiradas do forno do difratocircmetro antes e apoacutes a
realizaccedilatildeo da medida Eacute possiacutevel verificar que a amostra devido a dilataccedilatildeo volumeacutetrica e a
fusatildeo do bismuto transborda o porta amostra
Paracircmetros de Rede a = b=c=10258(8) Aring
Acircngulos α = β = γ = 900
Volume da ceacutelula 107966(2) Aring3
Grupo de simetria Cuacutebico
Grupo espacial I23
10 20 30 40 50 60 70 80
Inte
nsid
ade (
ua
)
2 (graus)
Calculado
Experimental
Residual
350 0C
20 25 30 35 40 45
59
Figura 40 Fotografia do forno do DRX antes a apoacutes a realizaccedilatildeo das medidas
43 Calorimetria Diferencial de Varredura (DSC)
Com a finalidade de estudar e melhor entender a evoluccedilatildeo estrutural da amostra
observada nas medidas in situ realizou-se medidas DSC conforme descrito nos procedimentos
experimentais a temperatura final foi de 550 oC
Na Figura 41 mostramos as medidas DSC feitas em diferentes taxas de aquecimento
realizadas na amostra moiacuteda por 19 horas Em todas as 4 medidas vemos comportamentos
exoteacutermicos e endoteacutermicos Os picos endoteacutermicos ocorreram a uma temperatura aproximada
de 270 0C temperatura essa equivalente ao ponto de fusatildeo do bismuto e foram atribuiacutedos a
fusatildeo do Bi ocorrida em duas etapas
Comparando-se os resultados obtidos nas medidas in situ onde observamos a nucleaccedilatildeo
de uma nova fase a partir da temperatura de 250 oC com os resultados obtidos no DSC podemos
concluir que o pico exoteacutermico presente no termograma corresponde agrave nucleaccedilatildeo da fase de
Bi2O3
Com a finalidade de calcular a energia de ativaccedilatildeo (Ea) necessaacuteria para promover essa
nucleaccedilatildeo aplicamos a metodologia proposta por Kissinger [2] Conforme indicado na Figura
41 as 4 medidas foram feitas com taxas de aquecimento de 25 5 10 e 20 oCmin
60
A Figura 42 mostra em detalhes a Figura 41 onde vemos os valores das temperaturas
de pico de cristalizaccedilatildeo (Tc) e as referidas taxas de aquecimento (120591) Como era esperado a
medida que a taxa de aquecimento aumenta a temperatura de pico tambem aumenta
Figura 41 Termograma DSC plotados em conjunto para os diferentes fluxos de calor
Figura 42 Espectros DSC com as temperaturas de pico e suas respectivas taxas de aquecimento
100 150 200 250 300 350 400 450 500 550
250Cmin
50Cmin
100Cmin
fluxo d
e c
alo
r (u
a)
Temperatura (0C)
200Cmin
exo
230 235 240 245 250 255 260 265 270 275 280 285
250Cmin
50Cmin
100Cmin
fluxo d
e c
alo
r (u
a )
Temperatura (0C)
242 0C
252 0C
266 0C
278 0C
200Cmin
exo
61
Com os dados fornecidos na Figura 42 pode-se calcular a energia de ativaccedilatildeo referente
a nucleaccedilatildeo da fase de Bi2O3 Plotando-se um graacutefico linear de ln(120591
1198791198882) versus
1
119879119888 onde o
coeficiente angular eacute (minus119864119886
119877) obteacutem-se a energia de ativaccedilatildeo A Figura 43 apresenta a
linearizaccedilatildeo da equaccedilatildeo 16 de onde se obteacutem a energia de ativaccedilatildeo do processo de nucleaccedilatildeo
do Bi2O3
Figura 43 Graacutefico linear do ln(120591
1198791198882) versus
1
119879119888
Logo considerando as relaccedilotildees anteriormente definidas eacute possiacutevel calcular a energia de
ativaccedilatildeo uma vez que m = (minus119864119886
119877) e R = 831 jmol K Desse modo a energia de ativaccedilatildeo
necessaacuteria para promover a nucleaccedilatildeo da fase Bi2O3 eacute de 12465 kJmol
A metodologia proposta permitiria tambeacutem calcular a energia de ativaccedilatildeo necessaacuteria
para cristalizar a fase amorfa as medidas de DSC foram planejadas ateacute a temperatura de
550 oC devido a limitaccedilotildees do equipamento poreacutem como fica evidente na Figura 41 natildeo se
observa nenhum pico exoteacutermico apoacutes os 350 oC que se possa estar associado a cristalizaccedilatildeo da
fase amorfa O pico exoteacutermico existente como jaacute mencionado ocorreu a uma temperatura que
variou de 242 0C agrave 278 0C e refere-se agrave nucleaccedilatildeo de fase
182 184 186 188 190 192 194
-115
-110
-105
-100
-95
ln (
T2 c)
1Tc (10
-3 k
-1)
62
44 Tratamento teacutermico
Apoacutes a realizaccedilatildeo das medidas de DRX in situ e das medidas de DSC a fase amorfa
ainda se encontrava presente assim foi realizado um tratamento teacutermico com a finalidade de
promover a cristalizaccedilatildeo da fase amorfa presente
O tratamento teacutermico foi realizado a uma taxa constante de 10 0Cmim ateacute a temperatura
de 800 0C com a atmosfera protegida por gaacutes argocircnio Na Figura 44 apresenta-se o difratograma
da amostra realizado apoacutes o do tratamento teacutermico vemos no detalhe que a acentuada elevaccedilatildeo
na linha de base entre a faixa de 2θ que vai de aproximadamente 26deg agrave 36deg e que corresponde
a fase amorfa desapareceu completamente
Figura 44 Difratograma da amostra apoacutes tratamento teacutermico
Para a amostra tratada termicamente foram identificadas trecircs fases similar ao observado
nas medias in situ a 350 oC foram identificadas a fase cuacutebica Bi12NiO19 a fase tetragonal de
Bi2O3 (ICSD no 41764) e a fase romboeacutedrica de Bismuto (ICSD no 64703) Na Figura 45
apresentamos o padratildeo observado plotado juntamente com o CIF das 3 fases identificadas
10 20 30 40 50 60 70 80
Inte
nsid
ad
e (
ua
)
2 (graus)
Pos Tratamento Teacutermico
20 25 30 35 40 45 50 55 60
63
Figura 45 Difratograma da amostra apoacutes tratamento teacutermico em conjunto com os CIFs de Bi Bi2O3 e
Bi12NiO19
Pode-se verificar no padratildeo do difratograma da Figura 45 que pelo formato da linha de
base obtida ocorreu a cristalizaccedilatildeo da fase amorfa e as fases identificadas correspondem aos
picos presentes no DRX da amostra
O refinamento realizado pelo MR confirmou a identificaccedilatildeo das fases contidas na
amostra no sentido da exata correspondecircncia entre os picos obtidos nos padrotildees calculados e
observados As fraccedilotildees das fases da amostra que sofreu tratamento teacutermico em comparaccedilatildeo com
as fraccedilotildees obtidas no DRX in situ estatildeo apresentados na tabela 7
Tabela 7 Fraccedilotildees das fases apoacutes tratamento teacutermico e DRX in situ a 350 oC
Fraccedilatildeo das fases Tratamento Teacutermico DRX in situ a 350 oC
Bi12NiO19 90 137
Bi2O3 89 20
Bi 11 663
10 20 30 40 50 60 70 80
Inte
nsid
ade (
ua
)
2 (graus)
Observado
Bi
Bi2O
3
Bi12
NiO19
25 30 35 40 45 50 55
64
O aumento da temperatura propicia a nucleaccedilatildeo das fases de Bi2O3 e Bi12NiO19 em
detrimento da diminuiccedilatildeo da fase Bi3Ni
O refinamento pelo meacutetodo de Rietveld para amostra que sofreu tratamento teacutermico
apresentou uma boa concordacircncia para os perfis calculado e experimental Nesse refinamento
foi utilizado o CIF modificado de Bi12NiO19 Na Figura 46 temos o padratildeo experimental e o
calculado obtidos no refinamento pelo MR
Figura 46 Padratildeo observado e experimental refinado pelo MR para amostra tratada termicamente
Compara-se na Figura 47 os difratogramas obtidos para amostra tratada termicamente e
para o DRX in situ a temperatura de 350 oC eacute possiacutevel identificar a correspondecircncia entre os
picos entretanto eacute notaacutevel a diferenccedila na linha de base do difratograma referente ao DRX in
situ contra o DRX da amostra submetida a tratamento teacutermico Pode-se concluir que para
ocorrer a cristalizaccedilatildeo da fase amorfa eacute necessaacuterio que a temperatura do tratamento teacutermico seja
superior a 550 0C
10 20 30 40 50 60 70 80
Inte
nsid
ade (
ua
)
2 (graus)
Calculado
Experimental
Residual
Pos Tratamento Teacutermico
65
Outro fenocircmeno perceptiacutevel eacute o deslocamento em 2θ da posiccedilatildeo dos picos O
difratograma da amostra que foi ao forno do DRX tem a posiccedilatildeo dos seus picos deslocados para
direita em comparaccedilatildeo ao observado no CIF do Bi12NiO19 e no DRX da amostra que passou
por tratamento teacutermico Podemos associar esse deslocamento a contraccedilatildeo do volume da ceacutelula
unitaacuteria Considerando o valor padratildeo do volume do composto Bi12NiO19 constante na tabela
5 ocorreu uma reduccedilatildeo de volume de aproximadamente 155 para amostra tratada
termicamente e uma variaccedilatildeo positiva de 005 para amostra do DRX in situ Na Figura 47
plotamos juntos os difratogramas da amostra tratada termicamente da amostra que realizou a
medida in situ a 350 0C e o CIF do Bi12NiO19
Figura 47 Difratogramas das amostras apoacutes tratamento teacutermico e DRX in situ em conjunto com o
CIF do Bi12NiO19
O tratamento teacutermico realizado produziu o resultado esperado cristalizando a fase
amorfa As fases presentes na amostra apoacutes a realizaccedilatildeo do tratamento estatildeo em conformidade
agraves encontradas nas medidas de DRX in situ
20 30 40 50 60 70 80
Bi
Inte
nsid
ade (
u a)
2 (graus)
Bi
20 25 30 35 40 45
66
5 CONCLUSAtildeO
A sintetizaccedilatildeo do composto nanoestruturado de Bi3Ni foi realizado de modo eficiente
apoacutes 13 horas de moagem mecacircnica
As medidas de difraccedilatildeo de Raio X possibilitaram acompanhar a evoluccedilatildeo estrutural e a
nucleaccedilatildeo da fase de Bi3Ni O refinamento realizado pelo Meacutetodo de Rietveld proporcionou a
quantificaccedilatildeo dos paracircmetros cristalograacuteficos tais como paracircmetros de rede volume da ceacutelula
unitaacuteria fraccedilatildeo das fases presentes e tamanho de cristalito Os fatores de qualidade e
convergecircncia alcanccedilaram valores satisfatoacuterios correspondendo a exata simulaccedilatildeo do padratildeo
observado
A anaacutelise teacutermica realizada por meio das medidas de DRX in situ permitiu o estudo da
estabilidade teacutermica e o acompanhamento da evoluccedilatildeo estrutural da amostra em funccedilatildeo da
temperatura Foi possiacutevel identificar duas novas fases presentes o Bi2O3 e Bi12NiO19 nucleadas
agraves custas da fase de Bi3Ni Na temperatura de 350 oC a amostra eacute composta das fases Bi12NiO19
Bi2O3 e Bi
As medidas de DSC realizadas ateacute a temperatura de 550 oC e com quatro diferentes
taxas de aquecimento foram utilizadas para se calcular com o uso da equaccedilatildeo de Kissinger a
energia de ativaccedilatildeo (Ea) necessaacuteria para promover a nucleaccedilatildeo do composto Bi12NiO19 que eacute de
12465 kJmol
O tratamento teacutermico no forno ateacute 800 oC promoveu o relaxamento dos defeitos e
tensotildees causadas durante a moagem mecacircnica e a cristalizaccedilatildeo da fase amorfa natildeo sendo mais
possiacutevel identificar no DRX realizado o perfil referente a essa fase Identificou-se novamente a
fase Bi12NiO19 aleacutem da ocorrecircncia das fases de Bi2O3 e Bi jaacute identificadas nas medidas de
DRX in situ confirmando a consistecircncia dos resultados obtidos por dois ensaios diferentes
Pocircde-se verificar o mesmo fenocircmeno em todos os ensaios que envolveram o
aquecimento da amostra Ao aquecer-se o Bi3Ni ocorre um processo de oxidaccedilatildeo que resulta
na formaccedilatildeo da fase de Bi2O3 e a fase de Bi12NiO19 todas associadas ao consumo de Bi da fase
Bi3Ni
Para realizaccedilatildeo de estudos futuros com o intuito de se obter a fase uacutenica de Bi3Ni
pode-se alterar ligeiramente as massas dos produtos com a adiccedilatildeo de um pouco de niacutequel
67
Pode-se melhorar o controle das condiccedilotildees de realizaccedilatildeo dos tratamentos teacutermicos com o
intuito de se evitar a oxidaccedilatildeo A realizaccedilatildeo de medidas de DSC ateacute a temperatura de 800 0C
poderaacute revelar picos exoteacutermicos e propiciar condiccedilotildees para se calcular a energia necessaacuteria
para promover a cristalizaccedilatildeo da fase amorfa
68
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17
Uma vez que as operaccedilotildees de simetria de cada um dos 32 grupos pontuais
cristalograacuteficos satildeo aplicadas as 14 redes de Bravais tem-se 230 grupos espaciais que
descrevem de maneira uniacutevoca todo o arranjo de objetos idecircnticos dispostos num reticulo
perioacutedico infinito
23 Siacutentese Mecacircnica
Do ponto de vista termodinacircmico um cristal perfeito (um soacutelido livre de defeitos
estruturais fora do equiliacutebrio) eacute o soacutelido que apresenta a menor energia livre de Gibbs e suas
propriedades fiacutesicas satildeo bem determinadas Poreacutem na natureza eacute difiacutecil encontrar cristais livres
de defeitos Esses somente satildeo sintetizados em laboratoacuterios sob condiccedilotildees extremamente
controladas Eacute conhecido que as propriedades fiacutesicas de cristais possuindo defeitos apresentam
desvios em relaccedilatildeo agraves medidas para os cristais perfeitos Esses desvios satildeo tatildeo maiores quanto
maior for a concentraccedilatildeo de defeitos Uma variaccedilatildeo tambeacutem eacute verificada na energia livre de
Gibbs pois sabe-se que centros de defeitos armazenam energia em soacutelidos [2]
A siacutentese mecacircnica (SM) eacute uma teacutecnica de moagem de um mono poacute ou de uma mistura
de dois ou mais poacutes de um composto Eacute comum encontrar na literatura outro termo utilizado
para designar o tratamento de partiacuteculas em poacute no moinho de alta energia Normalmente
associa-se o termo siacutentese mecacircnica ou Mechanical Alloying (MA) ao processo no qual a
mistura de poacutes eacute moiacuteda em conjunto onde a transferecircncia de material que estaacute envolvida tem o
objetivo de se obter uma liga homogecircnea Por outro lado a moagem de poacutes tais como metais
puros onde a transferecircncia de material natildeo eacute necessaacuteria para a homogeneizaccedilatildeo denomina-se
simplesmente moagem mecacircnica ou Mechanical Milling (MM) [9]
De maneira praacutetica pode-se descrever o processo de siacutentese mecacircnica como a
colocaccedilatildeo da amostra no recipiente especiacutefico (normalmente chamado de jarro de moagem)
juntamente com esferas (preferencialmente do mesmo material que o recipiente) a realizaccedilatildeo
da selagem do recipiente para alguns materiais com o intuito de evitar a oxidaccedilatildeo ou ateacute
mesmo contaminaccedilatildeo realiza-se esse procedimento em um ambiente fechado (glove box) com
um gaacutes inerte e finalizando o processo tem-se a fixaccedilatildeo do recipiente no moinho e o iniacutecio do
processo de moagem [9]
18
Pode-se dividir fisicamente o processo de siacutentese mecacircnica de materiais em 4 estaacutegios
bem distintos [25]
I - Estaacutegio inicial as partiacuteculas satildeo deformadas plasticamente assumindo uma forma achatada
A ductilidade do material e energia fornecida no processo de moagem refletem diretamente na
intensidade dessa alteraccedilatildeo O acreacutescimo da aacuterea de superfiacutecie aumenta progressivamente a
probabilidade de soldagem a frio dessas partiacuteculas gerando um aumento do tamanho meacutedio da
partiacutecula
II ndash Segundo Estaacutegio as partiacuteculas satildeo soldadas a frio e requebradas favorecendo a formaccedilatildeo
de um poacute muito fino Eacute neste estaacutegio que ocorre tambeacutem a formaccedilatildeo de partiacuteculas compostas
denominadas de agregados Com o acuacutemulo de deformaccedilatildeo plaacutestica haacute um aumento do
encruamento e da resistecircncia mecacircnica das partiacuteculas Essa situaccedilatildeo aumenta a probabilidade
de fratura das partiacuteculas ou agregados
III ndash Terceiro Estaacutegio nesta fase um certo ldquoequiliacutebriordquo entre os processos de fratura e de
soldagem a frio eacute alcanccedilado Observa-se tambeacutem que as partiacuteculas alcanccedilam um tamanho fixo
Entretanto a energia livre de Gibbs continua a aumentar ateacute alcanccedilar uma saturaccedilatildeo
IV ndash Quarto Estagio eacute caracterizado pelo refinamento da microestrutura desses agregados
Na Figura 7 estatildeo ilustrados os quatro estaacutegios do processo de Siacutentese Mecacircnica
Figura 7 Representaccedilatildeo das fases presentes no processo de SM [25]
19
Eacute bem conhecido que a natureza procura estados fiacutesicos com a menor variaccedilatildeo da
energia livre de Gibbs Assim as substacircncias sob moagem mecacircnica podem ser transformadas
em novas substacircncias ou mudarem de fases cristalograacuteficas visando alcanccedilar esses estados de
menor energia Sabe-se que tais mudanccedilas envolvem determinados mecanismos fiacutesicos como
por exemplo difusatildeo atocircmica atraveacutes de contornos de gratildeos Os mecanismos fiacutesicos envolvidos
no processo SM ainda natildeo satildeo completamente entendidos [9]
Do ponto de vista estrutural cada poacute constituindo a mistura pode ser visto como sendo
formado por duas componentes uma cristalina que eacute sua estrutura cristalograacutefica original e
outra formada pelos centros de defeitos que eacute chamada de componente interfacial Em geral
nos materiais nanoestruturados a componente interfacial ou contornos de gratildeo podem
corresponder a ateacute 50 do volume do material [10]
A Figura 8 ilustra esquematicamente os cristalitos formado por ciacuterculos pretos e o
contorno de gratildeo por ciacuterculos brancos
Figura 8 Modelo de um material nanomeacutetrico Os ciacuterculos pretos e brancos representam
respectivamente a componente cristalina e a interfacial [10]
Embora a sistemaacutetica de preparaccedilatildeo e execuccedilatildeo da SM pareccedila ser simples o processo
possui diversas variaacuteveis que satildeo determinantes na qualidade e nas caracteriacutesticas do produto
final
A dimensatildeo das esferas utilizadas no processo interfere na eficiecircncia de moagem
Esferas grandes otimizam o processo desde que associadas a uma velocidade que permita a
20
transferecircncia da energia de impacto as partiacuteculas do poacute Aleacutem da dimensatildeo a massa das esferas
tambeacutem influencia no resultado final
A BPR (ball-to-powder weight ratio) ou razatildeo entre a massa das esferas e a massa do
poacute possui um efeito significante no tempo necessaacuterio para alcanccedilar uma fase particular na
amostra que estaacute sendo moiacuteda A BPR eacute inversamente proporcional ao tempo exigido na
moagem os valores de BPR podem variar de 11 ateacute valores de 220 1 Contudo BPR muito
grande pode gerar reaccedilotildees indesejaacuteveis como aumento na geraccedilatildeo de calor o que afetaria a
constituiccedilatildeo do poacute [2627]
A velocidade de rotaccedilatildeo do moinho estaacute diretamente associada agrave energia aplicada
atraveacutes de colisotildees das esferas com a amostra assim como na temperatura de processo da SM
Cada moinho possui uma velocidade criacutetica que define a otimizaccedilatildeo do desempenho do
processo Dessa forma deve-se analisar o quanto pode ser vantajoso ou prejudicial uma
temperatura elevada durante o processo da SM
Em alguns casos onde a difusatildeo eacute exigida para promover a homogeneizaccedilatildeo eou fusatildeo
do poacute pode ser vantajosa a elevaccedilatildeo da temperatura Poreacutem em outros casos o aumento da
temperatura pode acelerar o processo de transformaccedilatildeo e resultar na decomposiccedilatildeo de soluccedilotildees
soacutelidas supersaturadas ou outras fases metaestaacuteveis formadas durante a moagem tornando-se
uma desvantagem [26 27]
O paracircmetro mais importante para otimizaccedilatildeo do processo de siacutentese mecacircnica eacute a
determinaccedilatildeo do tempo de execuccedilatildeo Normalmente o tempo de moagem eacute escolhido com o
propoacutesito de conseguir um estado intermediaacuterio entre os estados de fratura e a fusatildeo a frio das
partiacuteculas do poacute A determinaccedilatildeo do tempo seraacute feita com base em vaacuterios paracircmetros como os
anteriormente mencionados Por isso eacute importante considerar que o niacutevel de contaminaccedilatildeo
pode aumentar e algumas fases indesejaacuteveis podem ser formadas quando o poacute eacute moiacutedo por
tempos maiores que o necessaacuterio [27]
A descriccedilatildeo das variaacuteveis adotadas durante o processo de SM eacute fundamental para
garantir a reprodutibilidade bem como para o estudo das influencias que cada paracircmetro pode
exercer sobre as caracteriacutesticas da amostra apoacutes o termino do processo [282930]
Assim apresenta-se na tabela 1 os principais paracircmetros relacionados a
reprodutibilidade do processo de siacutentese mecacircnica
21
Tabela 1 Principais variaacuteveis envolvidas no processo de siacutentese mecacircnica
24 Difraccedilatildeo de Raios X
A difraccedilatildeo de Raios X (DRX) eacute uma teacutecnica poderosa utilizada principalmente quando
se deseja realizar a caracterizaccedilatildeo estrutural de materiais Entretanto sua aplicaccedilatildeo eacute bem mais
ampla e versaacutetil sendo utilizada tambeacutem em aacutereas como a fiacutesica quiacutemica geologia
biotecnologia
Os raios X possuem energia suficiente para penetrarem nos soacutelidos e dessa forma se
mostram apropriados para investigarem estruturas internas Pode-se gerar raios X em
laboratoacuterio tanto pela desaceleraccedilatildeo dos eleacutetrons num alvo metaacutelico quanto pela excitaccedilatildeo dos
eleacutetrons dos aacutetomos alvo O primeiro processo fornece um espectro continuo e largo o segundo
fornece linhas acentuadas no espectro O meacutetodo normalmente utilizado nos equipamentos de
laboratoacuterio consiste em gerar os raios X fazendo com que um eleacutetron de alta energia gerado no
caacutetodo do tubo catoacutedico colida com um alvo metaacutelico acircnodo [31]
O feixe de raios X possui comprimento de onda (λ) caracteriacutestico que varia de acordo
com o material do acircnodo Para aplicaccedilotildees em cristalografia os comprimentos de onda mais
utilizados variam de 05 a 25 Ǻ Tal fato se justifica em virtude da proximidade desses valores
as menores distancias interatocircmicas observadas em materiais orgacircnicos e inorgacircnicos
PARAcircMETROS ENVOLVIDOS NO PROCESSO
1 Tipo de moinho usado
2 Tipo e material dos recipientes de moagem
3 Velocidade de moagem
4 Tempo de moagem
5 A BPR
6 Atmosfera de moagem
7 Agentes de controle de processo
8 Temperatura de moagem
22
O processo fiacutesico de espalhamento de difraccedilatildeo de raios X eacute o espalhamento elaacutestico dos
foacutetons pelos aacutetomos do material analisado que estatildeo dispostos na rede cristalina O
espalhamento ocorre quando o feixe de raios X atinge as nuvens eletrocircnicas que formam os
planos de um soacutelido cristalino em um determinado acircngulo onde uma porccedilatildeo da radiaccedilatildeo eacute
espalhada pela camada de aacutetomos superficiais e a outra parte do feixe natildeo espalhada penetra
na segunda camada de aacutetomos onde outra fraccedilatildeo eacute espalhada e o restante passa para terceira
camada e assim sucessivamente [3132] Pode-se observar uma representaccedilatildeo desse fenocircmeno
na Figura 9
Figura 9 Representaccedilatildeo geomeacutetrica da Lei de Bragg [28]
A teoria baacutesica que define o estudo de materiais cristalinos por difraccedilatildeo de raios X
baseia-se no princiacutepio de que as distribuiccedilotildees espaciais dos eleacutetrons no material definem
diferentes planos atocircmicos portanto esses planos atocircmicos espalham os raios X ndash vistos como
ondas ndash causando interferecircncia construtiva e destrutiva que se manifestam no padratildeo de raios
X como maacuteximos e miacutenimos respectivamente [33]
A ocorrecircncia de maacuteximos e miacutenimos pode ser explicada utilizando-se a Lei de Bragg
Utilizando o auxiacutelio geomeacutetrico da Figura 9 pode-se verificar que o caminho oacutetico percorrido
pelos raios X incidentes no primeiro plano do material eacute diferente do caminho percorrido pelos
feixes refratados no segundo plano A diferenccedila de caminho (δ) pode ser descrita como
δ = 2dhkl119904119890119899120579 (1)
Essa diferenccedila de percurso gera uma diferenccedila de fase (∆120593) entre as ondas refletidas que pode
ser expressa por
23
∆120593 = 2120587 δλfrasl (2)
onde λ eacute o comprimento de onda do feixe de raios X incidente Para um cristal perfeito e infinito
haveraacute interferecircncia construtiva somente quando δ = nλ onde n eacute um nuacutemero inteiro
Dessa forma a condiccedilatildeo para ocorrecircncia de interferecircncia construtiva pode ser expressa como
2119889ℎ119896119897119904119890119899120579 = 119899 λ (3)
Essa relaccedilatildeo eacute conhecia como a Lei de Bragg
Desse modo se o cristal for rotacionado cada conjunto de planos iraacute difratar a radiaccedilatildeo
quando o valor de 2dsenθ satisfizer a equaccedilatildeo Assim os dados de difraccedilatildeo satildeo coletados para
o cristal como um todo O arranjo de feixes difratados considerados em conjunto eacute
denominado padratildeo de difraccedilatildeo de cristal Se o material analisado estiver na forma de um poacute
de pequenos cristalitos aleatoriamente arranjados cada cristalito iraacute produzir seu proacuteprio padratildeo
de difraccedilatildeo [34]
Um ponto importante a ser considerado eacute que a intensidade determinada
experimentalmente definida como a intensidade total de cada difraccedilatildeo e que corresponde as
aacutereas delimitadas pelas respectivas curvas eacute maior que a prevista pela Lei de Bragg Tal
diferenccedila entre o padratildeo real e o previsto por Bragg reside no fato de o cristal natildeo ser perfeito
e nem infinito aleacutem dos feixes de raios X natildeo serem totalmente monocromaacuteticos e a radiaccedilatildeo
incidente natildeo corresponder a feixes perfeitamente paralelos Por tudo isso ao se observar um
padratildeo de raios X verifica-se que os picos possuem a forma de uma funccedilatildeo Gaussiana e natildeo a
de uma funccedilatildeo delta como previsto pela lei de Bragg Assim para valores ligeiramente
diferentes dos acircngulos de Bragg ocorreraacute tambeacutem difraccedilatildeo [35]
Se o material analisado for um liacutequido ou um soacutelido natildeo cristalino (amorfo) o padratildeo
obtido se caracteriza por uma quase completa ausecircncia de periodicidade uma certa ordem
apenas a pequenas distacircncias (de curto alcance) e uma preferecircncia estatiacutestica para uma distacircncia
interatocircmica particular Como consequecircncia os padrotildees tendem a possuir apenas um ou dois
picos alargados
Na Figura 10 ilustra-se as diferenccedilas tiacutepicas observadas nos padrotildees de difraccedilatildeo para
amostras de um cristal perfeito (A) um cristal real (B) e um liquido ou material amorfo (C)
24
Figura 10 Padratildeo de difraccedilatildeo para Cristal perfeito cristal real e liquido ou amorfo respectivamente
O estudo da direccedilatildeo e da intensidade do feixe difratado eacute importante pois permite obter
conclusotildees sobre o fator de estrutura de materiais cristalinos e de materiais amorfos As
intensidades relativas da difraccedilatildeo de estruturas cristalinas dependem do conteuacutedo da ceacutelula
unitaacuteria quanto ao nuacutemeros de eleacutetrons nos aacutetomos posiccedilotildees atocircmicas e da distribuiccedilatildeo
eletrocircnica nos aacutetomos Tem-se entatildeo o fator de estrutura que estaacute diretamente relacionado com
a intensidade das ondas espalhadas no fenocircmeno de difraccedilatildeo em materiais
241 Difratocircmetro
O difratocircmetro eacute constituiacutedo basicamente por um tubo de raios X um porta amostra
onde se incide a radiaccedilatildeo e um detector moacutevel Nos equipamentos modernos a geometria de
Bragg-Brentano se manteacutem com a diferenccedila de que a amostra permanece na posiccedilatildeo horizontal
podendo se movimentar apenas quando se utiliza um sistema de rotaccedilatildeo horizontal sobre o eixo
da amostra Nessa geometria um feixe de radiaccedilatildeo monocromaacutetica incide na amostra em forma
de poacute rotacionada de um acircngulo θ enquanto os dados satildeo coletados por um detector que se
move de 2θ [3637]
Uma representaccedilatildeo esquemaacutetica do funcionamento de um difratocircmetro pode ser vista
na Figura 11 Neste esquema verifica-se que o feixe de Raios X gerado pela fonte (A) sai do
tubo passando pela janela de beriacutelio em forma de uma linha O mesmo passa pela fenda soller
de placas paralelas passando em seguida pela fenda divergente e pela maacutescara que controlam
25
a aacuterea dos Raios X que incidem sobre a amostra (B) O feixe difratado passa pelas fendas anti-
espalhamento de recebimento e soller incidindo no detector (C) apoacutes passar por um
monocromador [353637]
Figura 11 Representaccedilatildeo esquemaacutetica de um Difratocircmetro [35]
As fendas soller tecircm como funccedilatildeo diminuir a divergecircncia axial de um feixe de raios X
A fenda divergente eacute utilizada para limitar a divergecircncia lateral do feixe de raios X de modo
que a superfiacutecie da amostra receba o maacuteximo possiacutevel da radiaccedilatildeo e ao mesmo tempo a
irradiaccedilatildeo do porta amostra seja evitada A maacutescara tem a funccedilatildeo de limitar a aacuterea linear
iluminada sobre a amostra [3839]
O feixe difratado eacute normalmente expresso atraveacutes de picos que se destacam do
background (ou linha de base) registrados num difratograma de intensidade versus o acircngulo
2θ As intensidades obtidas em acircngulos 2θ representadas atraveacutes dos picos nos difratogramas
correspondem agrave difraccedilatildeo do feixe incidente por um determinado conjunto de planos do cristal
que possuem mesma distacircncia interplanar cada qual com iacutendices de Miller hkl (reflexotildees hkl)
A intensidade a posiccedilatildeo angular (2θ) ou distacircncia interplanar (d) e o perfil satildeo as informaccedilotildees
obtidas de cada pico Cada composto cristalino apresenta um padratildeo difratomeacutetrico
caracteriacutestico permitindo sua identificaccedilatildeo atraveacutes das posiccedilotildees angulares e intensidades
relativas dos picos difratados [3639]
Na tabela 2 apresentam-se alguns fatores instrumentais e seus efeitos sobre as posiccedilotildees
forma e larguras dos picos de difraccedilatildeo [414243]
26
Tabela 2 Relaccedilatildeo entre os fatores instrumentais e os efeitos sobre os picos de DRX
25 Meacutetodo de Rietveld
O fiacutesico holandecircs Hugo M Rietveld desenvolveu em 1969 um meacutetodo para refinar
estruturas cristalinas a partir de modelos teoacutericos e de padrotildees de raios X (DRX) ou de necircutrons
[44 45]
O modelo matemaacutetico utilizado no Meacutetodo de Rietveld (MR) refina os perfis teoacutericos
dos picos de difraccedilatildeo de forma que estes perfis se aproximem dos perfis medidos O refinamento
possibilita determinar as propriedades cristalograacuteficas do material analisado como por
exemplo orientaccedilotildees preferenciais (textura) em alguns casos o tamanho meacutedio e a
microdeformaccedilatildeo de cristalitos e as dimensotildees da cela unitaacuteria [44]
Para executar o refinamento de estruturas o MR faz comparaccedilotildees do perfil real de uma
amostra (o observado ou experimental) com espectros teoacutericos calculados a partir de misturas
hipoteacuteticas de fases (o calculado) Compara-se pontualmente os valores obtidos atraveacutes da
diferenccedila entre as intensidades
Os valores satildeo ajustados utilizando-se o meacutetodo dos miacutenimos quadrados ateacute se
conseguir a melhor concordacircncia possiacutevel do padratildeo experimental com o calculado [46]
A diferenccedila entre as intensidades isto eacute a quantidade minimizada no refinamento eacute dada
pela seguinte expressatildeo
Sy = sum 120596119894(119910119894 minus 119910119888119894)2
119894 (4)
FATOR INSTRUMENTAL EFEITO SOBRE O PICO
Alinhamento e colimaccedilatildeo do feixe Afeta na largura e simetria dos picos
Excentricidade da amostra Influecircncia a largura e posiccedilatildeo dos picos
Planaridade da superfiacutecie da
amostra Produz assimetria dos picos em baixos acircngulos
Absorccedilatildeotransparecircncia da amostra Causa deslocamento dos picos alargamento e assimetria
principalmente em amostras com coeficientes de absorccedilatildeo
Tamanho das partiacuteculas e micro
deformaccedilatildeo da rede Causa variaccedilatildeo na largura e forma dos picos
27
Onde 120596119894 representa a intensidade observada no i-eacutesimo ponto (sendo expresso por 120596119894 =
1 119910119894frasl ) e 119910119894 representa a intensidade observada e 119910119888119894 a intensidade calculada [46]
As medidas precisas de intensidades dadas em intervalos de 2θ o incremento de 2θ
constante um modelo inicial proacuteximo a estrutura real da amostra satildeo alguns requisitos que
devem ser analisados antes de se iniciar o refinamento
Deve-se ficar claro que o MR natildeo se trata de um software os programas satildeo utilizados
para realizar os caacutelculos matemaacuteticos requeridos pelo meacutetodo Existem diversos programas
computacionais que usam o MR dentre eles o pacote de programas GSAS (General Structure
Analysis System) [47] e o EXPGUI [48]
Para se descrever o formato dos picos de DRX de materiais nanoestruturados
recomenda-se utilizar a funccedilatildeo perfil pseudo-Voigt de Thompson-Cox-Hasting modificada
(funccedilatildeo de perfil CW 4 no pacote GSAS [47]) que considera o modelo anisotroacutepico de Stephens
e efeitos de textura [4950]
Nesta funccedilatildeo de perfil a largura a meia altura (FWHM) das partes gaussiana (ΓG) e
Lorentziana (ΓL) eacute expressa da seguinte forma
Γ119866 = [(119880 + (1 minus 120578)2119889ℎ1198961198974 Γ119878
2(ℎ119896119897))1199051198861198992120579 + 119881119905119886119899120579 + 119882 +119875
1198881199001199042120579]
12
(5)
e
Γ119871 = 120578119889ℎ1198961198972 Γ119878(ℎ119896119897) 119905119886119899120579 +
119883+119883119890119888119900119904120601
119888119900119904120579 (6)
Onde dhkl eacute a distacircncia entre os planos da rede e θ eacute o acircngulo de Bragg Na parte gaussiana os
paracircmetros V e W dependem dos instrumentos Os paracircmetros P e o termo X + Xecosφ
descrevem respectivamente as contribuiccedilotildees Gaussianas e Lorentzianas para o tamanho de
cristalito Os paracircmetros P e X correspondem ao tamanho de cristalito isotroacutepico enquanto Xe
expressa efeitos de tamanho de cristalito anisotroacutepicos φ eacute o acircngulo entre o vector de reflexatildeo
e o seu respectivo eixo de ampliaccedilatildeo
O paracircmetro de tensatildeo isotroacutepica U e o paracircmetro de tensatildeo anisotroacutepica ΓS (hkl)
expressam o alargamento de pico causado por deformaccedilotildees na rede cristalina ΓS (hkl) eacute uma
28
funccedilatildeo do alargamento (hkl) e depende da simetria de cristal [4950] O paracircmetro η eacute um
coeficiente de mistura que determina as contribuiccedilotildees do alargamento gaussiano (η = 0) e
Lorentziano (η = 1)
O tamanho de cristalito aparente pode ser determinado pela formula de Scherrer
Considerando o refinamento de todos esses paracircmetros para ajustar as larguras de linha e
assumindo que a contribuiccedilatildeo da distribuiccedilatildeo de tamanho de cristalitos eacute anisotroacutepica isto eacute
fazendo P = 0 na equaccedilatildeo 5 pode-se calcular o tamanho de cristalito (lang119889rang) pela seguinte foacutermula
[52]
lang119889rang =(18000119870120582)
119871119909120587 (7)
Considerando tambeacutem que as microtensotildees satildeo isotroacutepicas e fazendo ΓS (hkl) =0 na
equaccedilatildeo 6 pode-se calcular seu percentual pela foacutermula contida no Manual do GSAS [52]
assim a microdeformaccedilatildeo (ε) pode ser expressa por
120576 =120587
18000radic(81198971198992)(119866119880 minus 119866119880119900)100 (8)
Onde GUo eacute o valor previamente obtido do material padratildeo utilizado na calibraccedilatildeo do
equipamento Os valores obtidos para a amostra padratildeo satildeo considerados como iniciais para
paracircmetros ajustaacuteveis e mantidos fixos para os demais durante o ajuste de difratogramas de
amostras em estudo [53]
Durante o refinamento pelo meacutetodo de Rietveld um conjunto de paracircmetros varaacuteveis eacute
calculado e refinado em relaccedilatildeo aos dados digitalizados do difratograma abaixo apresenta-se
um breve detalhamento desses paracircmetros [414243]
29
1- Fator de escala corresponde agrave correccedilatildeo de proporcionalidade entre o padratildeo
difratomeacutetrico calculado e o observado
2- Linha de base (background) eacute corrigida a partir de dados coletados no proacuteprio
difratograma e da interpolaccedilatildeo entre estes pontos Eacute importante conhecer o
comportamento da linha de base jaacute que esta fornece informaccedilotildees a respeito da presenccedila
de fases amorfas na amostra e pode ser incluiacuteda em uma rotina de quantificaccedilatildeo das
fases envolvidas
3- Perfil de pico conjunto de funccedilotildees analiacuteticas em que se modelam efeitos relacionados
ao perfil Algumas equaccedilotildees analiacuteticas satildeo propostas para corrigir estes efeitos como
as equaccedilotildees Gaussiana Lorentziana e de assimetria
4- Paracircmetros da ceacutelula Podem ser corrigidos pela Lei de Bragg (nλ=2dsenθ) onde o
espaccedilamento d estaacute relacionado aos iacutendices de Miller e portanto aos paracircmetros de
ceacutelula (a b c α β γ) A indexaccedilatildeo dos picos eacute feita levando-se em conta os paracircmetros
da ceacutelula e a intensidade calculada o que mostra certa vantagem em relaccedilatildeo a teacutecnicas
convencionais pois todos os paracircmetros que influenciam na discrepacircncia dos valores
de d satildeo refinados conjuntamente com os das intensidades
5- Fator de estrutura os paracircmetros variaacuteveis deste fator satildeo posiccedilotildees atocircmicas fatores
de temperatura isotroacutepicos ou anisotroacutepicos e o nuacutemero de ocupaccedilatildeo
6- Deslocamento paracircmetros de correccedilatildeo dos deslocamentos devido agrave fuga do ponto focal
da oacuteptica do difratocircmetro
7- Orientaccedilatildeo preferencial correccedilatildeo de problemas gerados na preparaccedilatildeo de amostra
Trabalhos da literatura mostram que a reduccedilatildeo computacional da orientaccedilatildeo preferencial
tem eficiecircncia limitada daiacute a preocupaccedilatildeo em controlar este efeito durante a preparaccedilatildeo
da amostra
30
251 Iacutendices de avaliaccedilatildeo da qualidade do refinamento
A qualidade do refinamento deve ser verificada atraveacutes de indicadores estatiacutesticos
numeacutericos que satildeo utilizados durante o processo iterativo (caacutelculos) e apoacutes o teacutermino deste
para aferir se o refinamento estaacute se procedendo de modo satisfatoacuterio [46]
Os refinamentos realizados no software GSAS [47] devem ser acompanhados no que
diz respeito a convergecircncia ao miacutenimo global por iacutendices de confiabilidade para julgar a
qualidade dos mesmos dentre eles o Rwp (R ponderado) e o 1205362 chamado de ldquogoodnees of fit
os quais estatildeo relacionados com o perfil do difratograma [46]
O Rwp eacute expresso por
119877119908119901 = ( radicsum 120596119894(119910119894minus 119910119888119894)2
119894
sum 120596119894(119910119894)2119894
) 119909 100 (9)
O denominador do Rwp eacute a funccedilatildeo de minimizaccedilatildeo (equaccedilatildeo 4) Esse eacute o iacutendice que deve
ser analisado para verificar se o refinamento estaacute convergindo Se o valor de Rwp estaacute
diminuindo entatildeo o refinamento estaacute sendo bem-sucedido Bons refinamentos fornecem
valores de Rwp da ordem de 2 a 10 tipicamente se encontram entre 10 e 20 [46]
O Rexp eacute o valor estatisticamente esperado sendo expresso conforme [54]
119877119890119909119901 = [(119873minus119875)
sum 119908119894(119910119894(119900119887119904))sup2]
12frasl
(10)
Por sua vez o 1205362 eacute definido como
1205942 = 119877119908119901
119877119890119909119901 (11)
Trata-se de um iacutendice frequentemente utilizado estando relacionado agrave qualidade do
ajuste entre o difratograma calculado e o observado Espera-se que seu valor seja equivalente a
10 em um refinamento perfeito sendo que na praacutetica valores em torno de 50 caracterizam
refinamentos otimizados [43] O Rexp utilizado para se determinar o valor de 1205362 eacute o valor
estatisticamente esperado para o Rwp
31
252 GSAS-EXPGUI
O diagrama de blocos da Figura 12 descreve os procedimentos a serem seguidos para se
iniciar um refinamento no software EXPGUI [48]
Figura 12 Diagrama de blocos com ordem dos procedimentos para iniacutecio do refinamento no EXPGUI
Iniciar o programa
Adicionar as fases
Inserir o Difratograma Experimental
Inserir o arquivo PRM
Escolha da funccedilatildeo de background
powpref
genles
Abertura do programa com criaccedilatildeo de um novo arquivo referente ao
refinamento que seraacute iniciado
A adiccedilatildeo das fases presentes na amostra normalmente utiliza-se arquivos
com as informaccedilotildees cristalograacuteficas com a extensatildeo cif
Insere-se o arquivo contendo o difratograma experimental (com a extensatildeo
gsas)
Inserir o PRM O arquivo PRM conteacutem informaccedilotildees instrumentais do
difratocircmetro utilizado como por exemplo o nome do difratocircmetro o
comprimento de onda da radiaccedilatildeo utilizada a polarizaccedilatildeo e os paracircmetros de
perfil relacionados ao alargamento instrumental
O passo seguinte eacute a escolha da funccedilatildeo de background e o nuacutemero de termos
que se iraacute utilizar O programa dispotildee de 8 tipos de funccedilotildees background Na
sequecircncia deve-se escolher a funccedilatildeo de perfil que iraacute modelar os picos de
difraccedilatildeo O GSAS possui cinco funccedilotildees Nesse trabalho utilizou-se a funccedilatildeo
nuacutemero 4
Preparar e carregar os dados
Prepara para rodar os ciclos de refinamento
32
Concluiacutedo os processos descritos na Figura 12 inicia-se o refinamento dos paracircmetros
vale ressaltar que a utilizaccedilatildeo da funccedilatildeo perfil pseudo-Voigt de Thompson-Cox-Hasting
modificada embora seja mais interessante para refinamentos de estruturas ela pode apresentar
alguma complicaccedilatildeo devido agrave grande quantidade de paracircmetros altamente correlacionados (GU
GV GW GP LX) que tornam a convergecircncia um desafio agrave paciecircncia
Entretanto a sua aplicaccedilatildeo pode ser significativamente simplificada se um refinamento
preacutevio de uma amostra padratildeo for realizado e os paracircmetros instrumentais obtidos forem
usados como paracircmetros iniciais para o refinamento do material desejado [46]
Na Figura 13 apresenta-se um print da interface do EXPGUI Durante os procedimentos
de refinamento
Figura 13 Interface do EXPGUI para refinamento dos paracircmetros
Para refinamento dos paracircmetros o conhecimento da correlaccedilatildeo de cada fator torna mais
faacutecil o sucesso e a qualidade final do refinamento Escolhendo-se a funccedilatildeo de perfil 4 tem-se as
seguintes correlaccedilotildees mostradas na tabela 3
33
Tabela 3 Correlaccedilotildees e definiccedilotildees para as variaacuteveis envolvidas no refinamento pelo MR no EXPGUI
PARAcircMETRO CORRELACcedilAtildeO NO MODELO REFINADO
GV e GW Definem a largura da gaussiana relacionada ao alargamento instrumental
GU Define a largura da gaussiana relacionada agrave micro deformaccedilatildeo da rede
GP Define a largura da gaussiana relacionada ao tamanho de cristalito
LX Define a largura da lorentziana relacionada ao tamanho de cristalito
PTEC Avalia a anisotropia do tamanho de cristalito relacionada ao alargamento de
Lorentz
SHKL Define a micro deformaccedilatildeo da rede relacionada ao alargamento de Lorentz Seu
nuacutemero de termos depende da simetria de Laue
TRNS Descreve a profundidade de penetraccedilatildeo dos raios X em uma amostra
SHFT Determina o deslocamento em 2θ devido agrave posiccedilatildeo da amostra no porta amostra
SFEC Avalia a anisotropia quando haacute falhas de empilhamento da rede
ETA Eacute o termo de mistura entre as contribuiccedilotildees de Gauss e de Lorentz
SL e HL Satildeo termos de assimetria relacionados agrave divergecircncia axial
25 Calorimetria Diferencial de Varredura
A calorimetria diferencial de varredura (Differential Scanning Calorimetry- DSC) eacute um
meacutetodo de medida bem estabelecido e usado numa ampla escala em diferentes aacutereas de
pesquisa Com as medidas de DSC eacute possiacutevel investigar a evoluccedilatildeo teacutermica dos materiais e
tambeacutem avaliar grandezas como pureza capacidade teacutermica calor de transiccedilatildeo transiccedilotildees
viacutetreas relaxaccedilatildeo teacutermica [2]
O sistema DSC consiste na detecccedilatildeo de um sinal eleacutetrico gerado pela diferenccedila de
temperatura entre o material de referecircncia cujo comportamento com a temperatura eacute conhecido
e o material que estaacute sendo investigado (amostra) O DSC eacute um meacutetodo calorimeacutetrico no qual
satildeo medidas diferenccedilas de energia A Figura 14 ilustra a configuraccedilatildeo de um DSC
34
Figura 14 Ilustraccedilatildeo da configuraccedilatildeo de um DSC
As curvas construiacutedas com os dados DSC permitem identificar substacircncias construir
diagramas de fase aleacutem de determinar a fraccedilatildeo de cristalinidade dos materiais A amostra natildeo
inerte pode sofrer periodicamente fenocircmenos de absorccedilatildeo ou geraccedilatildeo de calor em funccedilatildeo do
tempo temperatura e posiccedilatildeo do meio Entre os processos de absorccedilatildeo de calor (endoteacutermicos)
pode-se destacar a fusatildeo a sublimaccedilatildeo a adsorccedilatildeo e entre os processos de geraccedilatildeo de calor
(exoteacutermicos) destacam-se a cristalizaccedilatildeo e a desorccedilatildeo
De acordo com o fenocircmeno ocorrido com a amostra no interior do equipamento a curva
gerada poderaacute apresentar picos endoteacutermicos ou exoteacutermicos a associaccedilatildeo dos dados com um
diagrama de fases um DRX ou outra teacutecnica poderaacute ser necessaacuterio para se extrair informaccedilotildees
consistentes A Figura 15 ilustra as possiacuteveis configuraccedilotildees encontradas em uma curva tiacutepica
de DSC
Figura 15 Representaccedilatildeo graacutefica dos padrotildees geneacutericos de picos apresentados no DSC
35
Dentre os possiacuteveis fenocircmenos apresentados por uma amostra em um DSC pode-se
obter picos exoteacutermicos ou endoteacutermicos Pode-se calcular a energia de ativaccedilatildeo (Ea) necessaacuteria
para promover a cristalizaccedilatildeo ou a nucleaccedilatildeo de uma fase Para tanto eacute necessaacuterio conhecer
valores de temperaturas de pico de cristalizaccedilatildeo (Tc) medidas para diferentes taxas de
aquecimento constantes (τ) e aplicar esses valores na equaccedilatildeo de Kissinger mostrada abaixo
[2]
119897119899 (τ
1198791198882) = minus
119864119886
119877119879119888+ 119888 (12)
onde R = 831 Jmol K eacute a constante molar dos gases e c eacute uma constante arbitraria
36
3 PROCEDIMENTOS EXPERIMENTAIS
31 Produccedilatildeo da Amostra
Para produccedilatildeo da amostra de Bi3Ni utilizou-se a formula AxBy onde x + y =100 e as
relaccedilotildees abaixo descritas as quais permitem encontrar os valores em fraccedilatildeo da massa de cada
componente
119872119879119900119905119886119897 = (119909
119909+119910) 119872119860 + (
119910
119909+119910) 119872119861
119876119860 = (119909
119909+119910)
119872119860
119872119879119874119879119860119871 e (13)
119876119861 = (119910
119909 + 119910)
119872119861
119872119879119874119879119860119871
onde MTotal = massa total a ser pesada MA = massa do elemento A (constante na Tabela
Perioacutedica) MB = massa do elemento B (constante na Tabela Perioacutedica) QA = fraccedilatildeo da massa
do elemento A a ser pesada e QB = fraccedilatildeo da massa do elemento B a ser pesada
Considerando-se as relaccedilotildees acima a amostra composta pelos elementos quiacutemicos
Niacutequel (Ni) e Bismuto (Bi) foi produzida com a massa total de 3 gramas sendo 026 gramas
de Ni (Alfa Aesar com 9995 de pureza e com tamanho de partiacutecula de minus100 mesh) e 274
gramas de Bi (Alfa Aesar com 9995 de pureza e com tamanho de partiacutecula de minus100 mesh)
Para pesagem foi utilizada a balanccedila eletrocircnica de alta precisatildeo (001mg) SHIMADZU modelo
(AUW220D)
32 Siacutentese Mecacircnica
Apoacutes a preparaccedilatildeo da amostra iniciou-se a fase da moagem mecacircnica Para tal utilizou-
se o moinho High Energy Ball Mill Emax da Retsch pertencente ao Laboratoacuterio de Siacutentese e
Caracterizaccedilatildeo de Nanomateriais (LSCN) do IFAM O moinho Emax combina vantagens de
diversos tipos de moinho tais como impacto de alta frequecircncia (moinho oscilante) atrito
37
intenso (moinho oscilante de discos) e movimentos rotativos controlados do vaso de moagem
(moinho de bolas planetaacuterio) o que proporciona um oacutetimo desempenho [55]
Na Figura 16 satildeo mostradas as imagens do moinho na imagem agrave esquerda observa-se a posiccedilatildeo
de fixaccedilatildeo dos dois jarros de moagem
Figura 16 Moinho High Energy Ball Mill Emax
Os suportes de cada vaso satildeo afixados sobre dois discos que giram no mesmo sentido
movendo assim os vasos por uma trajetoacuteria circular sem que estes modifiquem sua orientaccedilatildeo
A accedilatildeo combinada da geometria dos vasos e da mecacircnica do movimento gera um forte atrito
entre as bolas a amostra e as paredes do vaso bem como uma elevada aceleraccedilatildeo que lanccedila as
bolas com forte impacto contra a amostra junto agraves paredes do vaso Disso resulta uma melhor
mistura das partiacuteculas e uma menor granulometria final [55]
O moinho possui um sistema de resfriamento por aacutegua permitindo que a elevada
aplicaccedilatildeo de energia possa ser aproveitada com eficiecircncia no processo de moagem sem que a
amostra se superaqueccedila
A amostra foi colocada no jarro de moagem juntamente com 3 esferas de accedilo inoxidaacutevel
com massa total de 2092 g resultando numa BPR aproximada de 71 O jarro de moagem foi
levado a glove box onde foi realizado o vaacutecuo do ambiente com a posterior injeccedilatildeo de gaacutes
Argocircnio e a selagem do vaso de moagem Esse procedimento teve como objetivo evitar uma
possiacutevel oxidaccedilatildeo da amostra durante a moagem mecacircnica
38
Na Figura 17 eacute possiacutevel visualizar o jarro de moagem em dois momentos sendo o
primeiro entes do fechamento com as esferas e a amostra e posteriormente durante o processo
de fechamento dentro da glove box
Figura 17 Preparaccedilatildeo e selagem do vaso de moagem
O primeiro processo de moagem da mistura foi realizado durante uma hora Apoacutes esse
tempo o jarro foi aberto e feito uma Difraccedilatildeo de Raios X (DRX) da amostra Seguiu-se entatildeo
para selagem do vaso de moagem e preparaccedilatildeo para novo ciclo de moagem O intervalo de
moagem passou a ser de 3 horas sendo realizado em trecircs etapas de 1 hora entre cada etapa
houve um intervalo de 5 minutos para resfriamento da amostra realizadas sem abertura do jarro
de moagem
No procedimento foi utilizada a rotaccedilatildeo de 1000 rpm a temperatura do vaso variou de
27 degC agrave 39 degC no final da moagem Apoacutes as 3 horas de moagem o vaso foi aberto e realizou-se
um DRX da amostra Esse processo se repetiu por seis vezes tendo gerado intervalos de tempo
de1h 4hs 7hs 10hs 13hs 16hs e 19hs de moagem
O fim da moagem foi estabelecido com base na anaacutelise dos difratogramas da amostra e
da constataccedilatildeo de equiliacutebrio na evoluccedilatildeo ou formaccedilatildeo de novas fases
39
33 Difraccedilatildeo de Raios X
As medidas de DRX foram realizadas no Laboratoacuterio de Materiais (LabMat) da UFAM
utilizando um Difratocircmetro de Raio-X modelo Empyrean da PANalytical com radiaccedilatildeo CuKα1
de 1 5406 Aring e se dividiram em duas etapas
A primeira etapa foi realizada com os intervalos de 1h 4hs 7hs 10hs 13hs 16hs e 19
horas e teve como finalidade acompanhar a evoluccedilatildeo estrutural da amostra e confirmar a
formaccedilatildeo da fase uacutenica de Bi3Ni
A Figura 18 apresenta o porta amostra em duas etapas distintas a primeira com a
amostra sendo preparada adequadamente e na segunda pronta para a realizaccedilatildeo do DRX
Figura 18 Preparaccedilatildeo da amostra para realizaccedilatildeo de DRX
Os difratogramas experimentais gerados foram submetidos agrave identificaccedilatildeo das fases
cristalinas atraveacutes de comparaccedilotildees com padrotildees difratomeacutetricos disponibilizados no banco de
dados do Inorganic Crystal Structure Database ndash ICSD
Na Figura 19 apresenta-se o goniocircmetro difratocircmetro de raio-X modelo Empyrean da
PANalytical
40
Figura 19 Difratocircmetro de Raio-X modelo Empyrean da PANalytical
Os padrotildees usados de DRX foram os seguintes
Faixa de acircngulo 10 ndash 100deg
Velocidade de escaneamento 1deg min
Tempo aproximado de realizaccedilatildeo do difratograma 45 min
Tubo de raio-X de cobre (Cu)
Voltagem 40 kV
Corrente 30 mA
Divergecircncia de fenda 10 (deg)
Dispersatildeo de fenda 10 (deg)
A segunda etapa das medidas de DRX foi realizada com uso do forno e medidas in situ
tendo sido realizadas com a amostra moiacuteda por 19 horas nas temperaturas de 250 2500 3000 e
350 0C essas medidas tiveram a finalidade de acompanhar o comportamento estrutural em
funccedilatildeo da temperatura e estudar a estabilidade teacutermica da amostra Detalhes do forno estatildeo
ilustrados nas Figuras 20
41
Figura 20 Preparaccedilatildeo da amostra e porta amostra no forno do DRX
A primeira mediccedilatildeo foi realizada a temperatura de 25 oC seguindo-se de um
aquecimento a taxa de 10 oCmin ateacute atingir a temperatura de 250 oC apoacutes atingir a temperatura
procedeu-se uma execuccedilatildeo de uma isoteacutermica por 10 minutos antes da mediccedilatildeo in situ de DRX
O procedimento foi repetido para as temperaturas de 300 oC e 350 oC conforme pode-se
observar na rampa de aquecimento da Figura 21
Figura 21 Rampa de aquecimento para medidas in situ de DRX
34 Refinamento pelo Meacutetodo de Rietveld
Para realizaccedilatildeo dos refinamentos pelo MR desta dissertaccedilatildeo utilizou-se o programa
GSAS (General Structure Analysis System) e o EXPGUI [4748]
42
Para se descrever o formato dos picos de DRX utilizou-se a funccedilatildeo perfil pseudo-Voigt
de Thompson-Cox-Hasting modificada funccedilatildeo de perfil CW 4 no pacote GSAS que considera
o modelo anisotroacutepico de Stephens e efeitos de textura [4950]
Para o coeficiente de mistura (η) que determina as contribuiccedilotildees do alargamento
gaussiano (η = 0) e Lorentziano (η = 1) nas equaccedilotildees 5 e 6 foi utilizado neste trabalho o valor
de η = 075
Os coeficientes de alargamento instrumental V e W constantes na equaccedilatildeo 5 foram
previamente obtidos a partir do DRX de uma amostra padratildeo bem cristalizada e mantidos fixos
no refinamento dos dados experimentais
Para o caacutelculo do tamanho meacutedio de cristalito com o uso da equaccedilatildeo 7 utilizou-se o
valor de K = 091 e 120582=0154056 nm
O GSAS dispotildee de 8 tipos de funccedilotildees de background neste trabalho utilizou-se a funccedilatildeo
polinomial de Chebyshev o nuacutemero de termos variou tendo sido utilizados 20 termos na funccedilatildeo
polinomial para refinamentos com a presenccedila da fase amorfa e 6 termos apoacutes a cristalizaccedilatildeo da
fase amorfa
Para iniacutecio do refinamento no programa EXPGUI foi utilizado o diagrama de blocos da
Figura 12 e para o refinamento dos paracircmetros as correlaccedilotildees da tabela 3
35 Tratamento Teacutermico
Foi realizado um tratamento teacutermico na amostra moiacuteda por 19 horas com a finalidade
de promover o relaxamento dos defeitos e tensotildees causados durante a moagem mecacircnica e a
cristalizaccedilatildeo da fase amorfa presente A partir da temperatura ambiente 25 oC iniciou-se o
aquecimento a uma taxa de 10 oCmin A temperatura final foi de 800 oC seguindo-se do
desligamento do forno que se manteve fechado ateacute que a temperatura da amostra atingisse
25 oC Em seguida a amostra foi retirada do forno e foi realizado um DRX Utilizou-se um forno
tubular com tubo de quartzo e uma atmosfera com fluxo constante de gaacutes argocircnio ilustrado
na Figura 22
43
Figura 22 Forno utilizado para realizar o tratamento teacutermico
36 Calorimetria Diferencial de Varredura (DSC)
As medidas de DSC foram realizadas na amostra moiacuteda por 19 horas em uma ceacutelula
Netzsch modelo DSC 3500 Sirius pertencente ao Laboratoacuterio de Termo ciecircncias da UFAM
Para realizaccedilatildeo das medidas utilizou-se um fluxo de proteccedilatildeo de N2 a 50 mlmin com
temperatura inicial de 25 oC e temperatura final de 550 oC
Foram realizadas quatro medidas com as taxas de transferecircncia de calor de 25 oCmin
5 oCmin 10 oCmin e 20 oCmin Foram utilizados cadinhos (porta amostra) de alumiacutenio e a
massa meacutedia de 22 mg de amostra foi utilizada nos quatro experimentos
Na Figura 23 eacute mostrada a ceacutelula Netzsch modelo DSC 3500 Sirius onde foram
realizadas as medidas e os cadinhos sendo dois fechados e um com a amostra visiacutevel
Figura 23 Equipamento utilizado para realizar o DSC
44
4 RESULTADOS E DISCUSSOtildeES
41 Evoluccedilatildeo estrutural
A Figura 24 mostra a evoluccedilatildeo estrutural durante o processo de siacutentese conforme
descrito nos procedimentos experimentais Qualitativamente podemos ver nesta figura uma
modificaccedilatildeo gradativa dos padrotildees de difraccedilatildeo O pico mais intenso da amostra moiacuteda por 1
hora corresponde ao plano (1 0 -2) do Bi precursor
Acompanhando o comportamento deste plano em especiacutefico constata-se que entre a
primeira e a quarta hora o mesmo sofre apenas uma ligeira diminuiccedilatildeo Concomitantemente
com este decreacutescimo emergem pequenos novos picos em 2θ aproximadamente entre 28 e 35o
Com 7 horas de moagem os novos picos satildeo evidentes e foram identificados junto agrave base de
dados do ICSD como a estrutura desejada Bi3Ni grupo espacial Pnma (cartatildeo nuacutemero 391336)
Em 13 horas de moagem o pico do Bi atinge seu miacutenimo e segue estaacutevel ateacute 19 h de moagem
Dada a observaccedilatildeo da estabilizaccedilatildeo estrutural o processo foi interrompido Uma anaacutelise mais
detalhada dos difratogramas seraacute mostrada e discutida na sequecircncia
Figura 24 Padratildeo de difraccedilatildeo observado para amostra e Bi3Ni durante todo intervalo de moagem
10 20 30 40 50 60 70 80
19h
16h
1h
10h
1h
7h
4h
2(graus)
1h
13h
Inte
nsid
ade (
ua
)
45
Na Figura 25 mostramos a indexaccedilatildeo das fases na primeira hora de moagem onde foi
verificada o iniacutecio da nucleaccedilatildeo do Bi3Ni Tambeacutem eacute possiacutevel observar os picos do elemento
precursor minoritaacuterio no caso o Niacutequel (cartatildeo ICSD 64703)
Figura 25 Difratograma obtido apoacutes a primeira hora de moagem
Seguindo o processo de moagem conforme descrito nos procedimentos experimentais
a amostra foi moiacuteda por mais 3 horas totalizando 4 horas de moagem os difratogramas obtidos
satildeo apresentados nas Figuras 26 e 27 Nesta etapa jaacute natildeo eacute mais possiacutevel identificar a presenccedila
dos picos referentes ao niacutequel dessa forma somente satildeo observados os picos do bismuto e do
Bi3Ni Poreacutem como verificamos na Figura 24 a nucleaccedilatildeo da liga Bi3Ni continua ocorrendo
sistematicamente
Na Figura 26 mostramos uma comparaccedilatildeo do difratograma padratildeo de Bi3Ni (cartatildeo
nuacutemero 391336 do ICSD) com o difratograma da amostra moiacuteda por 4 horas plotados em
conjunto para destacar a nucleaccedilatildeo da fase de Bi3Ni
Na Figura 27 apresenta-se o resultado do refinamento pelo meacutetodo de Rietveld para as
4 horas de moagem Eacute possiacutevel verificar um bom acordo entre o padratildeo de DRX da amostra e
o padratildeo refinado por MR Os fatores de qualidade podem ser verificados na tabela 4 Neste
refinamento obtivemos uma fraccedilatildeo de fase equivalente a 67 de Bi e 33 de Bi3Ni
46
Figura 26 Difratograma da amostra moiacuteda durante 4 horas (curva com ruiacutedo) e o padratildeo idealizado
do Bi3Ni calculado a partir do arquivo CIF (cartatildeo ICSD no 391336)
Figura 27 Padratildeo observado no DRX (4horas) calculado e residual obtidos no refinamento pelo MR
10 20 30 40 50 60 70 80
23 24 25 26 27 28 29 30 31 32 33
Inte
nsid
ade (
ua
)
2(graus)
4 horas
CIF Bi3Ni
10 20 30 40 50 60 70 80
Experimental
Calculado
Residual
Inte
nsid
ade (
u a)
2 (graus)
4 horas
25 30 35 40 45
47
Em todas as etapas do processo de moagem foram obtidos refinamentos com iacutendices de
qualidade muito semelhantes Natildeo houve alteraccedilatildeo nos acircngulos da ceacutelula unitaacuteria do composto
de Bi3Ni que permanecerem com α= β= λ = 90o Os valores obtidos para os iacutendices de avaliaccedilatildeo
da qualidade e os paracircmetros de rede encontram-se na tabela 4
Tabela 4 Valores de Rwp e 1205362 obtidos nos refinamentos realizados durante o processo de moagem
mecacircnica para o Bi3Ni
Com os resultados obtidos nos refinamentos determinou-se as contribuiccedilotildees em
porcentagem de cada fase em funccedilatildeo do tempo de moagem Verifica-se que apoacutes a primeira
hora de moagem natildeo se identifica no difratograma a presenccedila de Ni entretanto a fase de Bi3Ni
continua nucleando indicando que ainda existe niacutequel disponiacutevel para a formaccedilatildeo desta fase
Pode-se conceber algumas hipoacuteteses para este fato A primeira refere-se agrave sensibilidade do
equipamento de DRX que natildeo identifica precisamente elementos com fraccedilatildeo de fase menor
que 10 Outa hipoacutetese provaacutevel pode ser atribuiacutea a uma adesatildeo do niacutequel nas paredes do jarro
de moagem ou nas esferas de accedilo tendo em vista sua ductilidade
Na Figura 28 foi plotado a fraccedilatildeo de cada uma das fases presentes no processo de
moagem em funccedilatildeo do tempo Fica evidente que apoacutes a primeira hora a fraccedilatildeo de fase do niacutequel
eacute zero mas continua ocorrendo a nucleaccedilatildeo do Bi3Ni que estabiliza em 13 horas
TEMPO DE MOAGEM RWP 1205362 PARAcircMETROS DE REDE DO BI3NI
a (Å) b (Å) c (Å) Volume (Å3)
4 HORAS 77 139 8890(9) 4102(1) 11502(1) 41949(6)
7 HORAS 70 137 8891(3) 4106(1) 11500(1) 41986(9)
10 HORAS 71 131 8888(1) 4104(8) 11495(1) 41939(5)
13 HORAS 65 124 8893(5) 4104(3) 11507(1) 42003(2)
16 HORAS 64 124 8888(7) 4102(9) 11499(9) 41940(1)
19 HORAS 63 123 8894(1) 4105(1) 11506(5) 42012(3)
48
Figura 28 Fraccedilatildeo das fases de Ni Bi e Bi3Ni em funccedilatildeo do tempo de moagem
Utilizando-se a equaccedilatildeo 7 com os dados obtidos no refinamento pelo MR calculou-se
o tamanho meacutedio dos cristalitos de Bi3Ni em funccedilatildeo do tempo de moagem Na Figura 29
apresenta-se em forma de um graacutefico os valores obtidos Observamos que entre a quarta e a
seacutetima hora haacute um aumento aproximado de 14 no tamanho meacutedio do cristalito pode-se
atribuir esse aumento a uma possiacutevel deformaccedilatildeo plaacutestica da amostra acarretando num
acreacutescimo da aacuterea de superfiacutecie o que aumentaria progressivamente a probabilidade de
soldagem a frio dessas partiacuteculas gerando assim um aumento do tamanho meacutedio do cristalito
Entre a seacutetima e a deacutecima hora de moagem ocorre uma reduccedilatildeo de 26 no tamanho do
cristalito maior valor percentual obtido entre intervalos de moagem Entre a deacutecima sexta e a
deacutecima nona hora haacute uma estabilizaccedilatildeo no processo de reduccedilatildeo do tamanho de cristalito
Obtivemos no final do processo uma reduccedilatildeo total de aproximadamente 59 o que representa
um tamanho meacutedio de cristalito na ordem de 2653 nm
Plota-se na Figura 29 um graacutefico com tamanho meacutedio de cristalito do composto Bi3Ni
em funccedilatildeo do tempo de moagem
0 5 10 15 20
0
20
40
60
80
100
Fra
ccedilao d
e fases (
)
Tempo de moagem ( horas)
Bi
Bi3Ni
Ni
49
Figura 29 Tamanho meacutedio de cristalito de Bi3Ni em funccedilatildeo do tempo de moagem
Natildeo houve formaccedilatildeo de novas fases ou aparentemente quaisquer outras alteraccedilotildees
significativas apoacutes a deacutecima terceira hora de moagem Os uacutenicos efeitos com a continuaccedilatildeo da
moagem foram a melhora da cristalizaccedilatildeo da fase de interesse e o aumento de intensidade do
perfil referente a fase amorfa Poreacutem o processo de moagem totalizou 19 horas a finalidade
deste intervalo apoacutes a estabilizaccedilatildeo de formaccedilatildeo da fase pretendida foi verificar a possibilidade
de oxidaccedilatildeo da amostra que ficou exposta ao ambiente durante a execuccedilatildeo do DRX
Observa-se nos difratogramas da Figura 24 a formaccedilatildeo de uma acentuada elevaccedilatildeo na
linha de base entre a faixa de 2θ que vai de aproximadamente 26deg a 36deg A forma ou perfil
dessa elevaccedilatildeo eacute um forte indicio do aparecimento de uma fase amorfa Para alcanccedilar bom
acordo nos refinamentos Rietveld foram necessaacuterios 20 termos na funccedilatildeo polinomial de
Chebyshev para descrever estas linhas de base (background)
Analisando-se portanto os difratogramas referentes agraves etapas de 10 13 16 e 19 horas
eacute possiacutevel identificar o crescimento dessa fase amorfa conforme mostramos na Figura 30
4 6 8 10 12 14 16 18 20
25
30
35
40
45
50
55
Ta
ma
nh
o m
eacuted
io d
e c
rista
lito
(n
m)
Tempo de moagem (horas)
50
Estas curvas satildeo particularmente interessantes uma vez que podemos avaliar as
distacircncias R entre os primeiros vizinhos da fase desordenada aplicando a equaccedilatildeo de Ehrenfest
que pode ser expressa como [56]
2Rsen(θ) = 123λ (14)
O maacuteximo destas curvas correspondem a 2θ ~29o o que nos leva a distacircncias aproximada
de 38 Aring Esta distacircncia natildeo fere nenhum viacutenculo de distancias entre os atamos para
Ni-Ni~248 Aring Ni-Bi~ 278 Aring Bi-Bi~308 Aring Bi-O~214 Aring
Figura 30 Comparaccedilatildeo das funccedilotildees de background para a amostra moiacuteda por 10 13 16 e 19 horas
Com objetivo de avaliar com mais detalhes a estrutura nanocristalina e amorfa
realizamos medidas de difraccedilatildeo com configuraccedilotildees que produzissem uma maior qualidade nos
dados obtidos utilizamos uma cacircmara com baixo vaacutecuo e aumentamos o tempo de aquisiccedilatildeo
dos dados
A Figura 31 mostra o padratildeo obtido para a amostra final moiacuteda por 19 horas
Destacamos a evidente fase amorfa que se forma
10 20 30 40 50 60 70 80
19 horas
16 horas
13 horas
10 horas
Inte
nsid
ade (
u a)
2 (graus)
51
Figura 31 Formaccedilatildeo da fase amorfa na amostra de Bi3Ni apoacutes 19 horas de moagem
Comparando o padratildeo de DRX obtido para amostra moiacuteda por 19 horas com o
difratograma padratildeo de Bi3Ni (cartatildeo nuacutemero 391336 do ICSD) pode-se constatar a
equivalecircncia dos picos conforme apresentada Figura 32
Com os difratogramas de maior resoluccedilatildeo verificamos a presenccedila embora em uma
pequena fraccedilatildeo de Bi (ICSD no 64703) Assim como uma ligeira sugestatildeo da existecircncia de
Bi2O3 (ICSD no 41764) vislumbra-se essa fase em virtude da possiacutevel oxidaccedilatildeo da amostra
devido as sucessivas aberturas do jarro de moagem para realizaccedilatildeo do DRX entretanto
diferentemente do que se percebe para o bismuto natildeo haacute nenhum pico referente ao oxido de
bismuto
Na posiccedilatildeo de 2θ~27o existe um pico caracteriacutestico do Bi2O3 entretanto mesmo com a
melhor resoluccedilatildeo do DRX natildeo eacute possiacutevel distinguir claramente a fase do oxido de bismuto
assim durante o processo de refinamento pelo MR natildeo foi adicionada a fase relativa ao oxido
O refinamento pelo meacutetodo de Rietveld referente a amostra moiacuteda por 19h encontra-se
na Figura 33 percebe-se a boa concordacircncia obtida para a fase de interesse Bi3Ni e a fase
20 30 40 50 60 70 80
Bi
Inte
nsid
ade (
u a)
2 (graus)
Bi
20 25 30 35 40 45
52
amorfa O asterisco indicando o pico principal do Bi salienta que essa fase por contribuir
modestamente em um difratograma tatildeo complexo natildeo eacute bem ajustada
Figura 32 Difratograma da amostra moiacuteda 19h em conjunto com os CIFs de o Bi3Ni Bi e Bi2O3
Figura 33 Difratograma da amostra moiacuteda 19h e refinada por meacutetodo de Rietveld partindo dos CIFs
do Bi3Ni Bi
20 30 40 50 60 70 80
19 horas
Bi3Ni
Bi
Bi2O
3
In
tensid
ade (
u a)
2 (graus)
25 30 35 40
20 30 40 50 60 70 80
Experimental (19h)
Calculado
Residual
Inte
nsid
ade (
u a)
2 (graus)
20 25 30 35 40 45 50
53
Os trabalhos cientiacuteficos que versam sobre a produccedilatildeo e a caracterizaccedilatildeo do composto
Bi3Ni descrevem que a siacutentese pode ser realizada por vaacuterios mecanismos normalmente as
metodologias mais usadas para obtenccedilatildeo envolvem os processos em meio quiacutemico a
eletrodeposiccedilatildeo e a solidificaccedilatildeo raacutepida Em alguns casos utilizou-se longos processos teacutermicos
que envolvem a permanecircncia da amostra num forno de resistecircncia a 1100 degC durante 3 dias
[13] ou processos de sinterizaccedilatildeo com recozimento a vaacutecuo a temperatura de 1000 degC por 24
horas [15] Relata-se tambeacutem que conforme ocorreu neste trabalho algumas amostras
apresentam pequenos traccedilos de Bi em sua composiccedilatildeo final [13]
Dessa forma o primeiro desafio desse trabalho foi produzir uma fase uacutenica de Bi3Ni por
meio da moagem mecacircnica entretanto verificou-se no resultado obtido no DRX e no
refinamento pelo MR que a fase de Bi3Ni embora apresente uma fraccedilatildeo de 999 ainda possui
leves traccedilos do pico mais intenso de bismuto (indicado por um asterisco na Figura 33) Uma
proposta futura seria portanto acrescentar uma pequena quantidade de Ni para interagir com
esse Bi remanescente
42 Medidas de DRX in situ
Com o objetivo de estudar a estabilidade teacutermica e acompanhar a evoluccedilatildeo estrutural da
amostra em funccedilatildeo da temperatura foram realizadas medidas de DRX in situ conforme
descrito nos procedimentos experimentais A Figura 34 apresenta os quatro difratogramas
obtidos
A temperatura de 25 oC observa-se uma fase uacutenica do composto Bi3Ni (com jaacute
mencionado anteriormente a amostra possui uma leve indicaccedilatildeo da presenccedila de bismuto) que
possui estrutura ortorrocircmbica e grupo espacial Pnma eacute a mesma apresentada na Figura 32
A medida que aumentamos a temperatura conforme descrito na seccedilatildeo 3 Figura 21
inicia-se uma transformaccedilatildeo do composto inicial para o crescimento da fase tetragonal de Bi2O3
(ICSD no 41764) e da fase precursora de Bi Essa alteraccedilatildeo na composiccedilatildeo da amostra ocorre
em virtude da degradaccedilatildeo da fase Bi3Ni que conforme eleva-se a temperatura tem sua fraccedilatildeo
diminuiacuteda conforme verifica-se na Figura 36 Embora as medidas in situ terem sido feitas em
baixo vaacutecuo natildeo foi impedido o crescimento do Bi2O3
54
Na Figura 34 encontram-se plotados os DRX referentes as medidas realizadas em 25o
250o 300o e 350 oC as curvas foram deslocadas verticalmente para melhor comparaccedilatildeo
Figura 34 Padratildeo observado nos DRX da amostra submetida a aquecimento
A temperatura de 250 oC temos a ocorrecircncia de trecircs fases Bi3Ni Bi2O3 e Bi
O refinamento estrutural pelo meacutetodo de Rietveld estaacute mostrado na Figura 35 Mesmo tratando-
se de uma amostra com um elevado nuacutemeros de pico aleacutem da presenccedila de uma fase amorfa o
acordo entre o experimental e o calculado eacute notaacutevel Os valores dos iacutendices de avaliaccedilatildeo da
qualidade do refinamento referentes as quatro medidas realizadas encontram-se na tabela 5
20 30 40 50 60 70 80
350 0C
300 0C
250 0C
Inte
nsid
ade (
ua
)
2 (graus)
25 0C
55
Figura 35 Padratildeo obtidos no refinamento pelo MR para amostra aquecida a 250 0C
Tabela 5 Valores de Chi2 e de Rwp obtidos nos refinamentos realizados durante o processo de
aquecimento
A temperatura de 300 oC comeccedila a formaccedilatildeo da uma nova fase cubica de grupo espacial
I23 o Bi12NiO19 em detrimento da diminuiccedilatildeo da fase de Bi3Ni Aleacutem do aumento da fraccedilatildeo
da fase de Bi2O3
Temperatura de realizaccedilatildeo da medida Rwp 1205362
25 0C 69 23
250 0C 83 18
300 0C 98 26
350 0C 99 25
10 20 30 40 50 60 70 80
Inte
nsid
ade (
ua
)
2 (graus)
Experimental
Calculado
Residual
250 0C
25 30 35 40
56
O uacuteltimo DRX foi realizado a 350 oC a principal alteraccedilatildeo dessa medida refere-se ao
fato da inexistecircncia de picos referentes agrave fase Bi3Ni A fase majoritaacuteria torna-se agora a fase
referente ao Bi e a fase Bi12NiO19 (indexado na base de dados PDF2 mas natildeo na base de dados
ICSD) permanece estaacutevel isto eacute sem alteraccedilotildees significativas em sua fraccedilatildeo O fato de estarem
presentes picos referentes ao Bi mesmo apoacutes termos ultrapassado a temperatura de fusatildeo pode
ser explicado levando-se em consideraccedilatildeo a baixa condutividade teacutermica do bismuto aliado ao
excesso de defeitos produzidos na moagem assim natildeo obteve-se a fusatildeo do elemento
Utilizamos os dados obtidos nos refinamentos para plotar o graacutefico exposto na Figura
36 onde eacute possiacutevel observar a fraccedilatildeo de cada fase em funccedilatildeo da temperatura de execuccedilatildeo do
DRX Percebe-se a raacutepida decomposiccedilatildeo da fase de Bi3Ni que entre 250 oC e 350 oC apresenta
uma reduccedilatildeo percentual de aproximadamente 88 concomitantemente ao crescimento
percentual da fase de Bi
Figura 36 Fraccedilotildees de fase em funccedilatildeo da temperatura de realizaccedilatildeo do DRX in situ
O DRX realizado na amostra a 350 oC eacute mostrado na Figura 37 em conjunto aos CIFs
das fases constituintes Para a fase Bi12NiO19 natildeo foi encontrado o CIF no banco de dados do
Inorganic Crystal Structure Database (ICSD) Para refinar utilizando o meacutetodo de Rietveld
partimos do protoacutetipo estrutural de Bi26-x Mx O40-y (M = Mg Al Co Ni) O CIF desta fase
25 75 125 175 225 275 325 375
0
20
40
60
80
100
Fra
ccedilao d
e F
ases (
)
Temperatura (0C)
Bi3Ni
Bi2O
3
Bi
Bi12
NiO19
57
resultante estaacute mostrado em vermelho na Figura 37 e uma representaccedilatildeo da ceacutelula unitaacuteria na
Figura 38 os aacutetomos de oxigecircnio estatildeo representados na cor vermelha e o niacutequel em verde
Figura 37 Padratildeo observado no DRX da amostra em 350 oC em comparaccedilatildeo com o CIF das fases
constituintes
Figura 38 Projeccedilatildeo do eixo a e em perspectiva do Bi12NiO19
10 20 30 40 50 60 70 80
Inte
nsid
ade (
ua
)
2(graus)
350 graus
Bi2O
3
Bi
Bi12
NiO19
20 25 30 35 40 45 50 55
58
O refinamento estrutural utilizando estas fases estaacute mostrado na Figura 39 e os valores
referentes aos paracircmetros de rede obtidos para o refinamento da fase Bi12NiO19 constam na
tabela 6
Figura 39 Padratildeo obtidos no refinamento pelo MR para amostra aquecida a 350 0C
Tabela 6 Paracircmetros da ceacutelula unitaacuteria da estrutura Bi12NiO19
A Figura 40 conteacutem as fotografias retiradas do forno do difratocircmetro antes e apoacutes a
realizaccedilatildeo da medida Eacute possiacutevel verificar que a amostra devido a dilataccedilatildeo volumeacutetrica e a
fusatildeo do bismuto transborda o porta amostra
Paracircmetros de Rede a = b=c=10258(8) Aring
Acircngulos α = β = γ = 900
Volume da ceacutelula 107966(2) Aring3
Grupo de simetria Cuacutebico
Grupo espacial I23
10 20 30 40 50 60 70 80
Inte
nsid
ade (
ua
)
2 (graus)
Calculado
Experimental
Residual
350 0C
20 25 30 35 40 45
59
Figura 40 Fotografia do forno do DRX antes a apoacutes a realizaccedilatildeo das medidas
43 Calorimetria Diferencial de Varredura (DSC)
Com a finalidade de estudar e melhor entender a evoluccedilatildeo estrutural da amostra
observada nas medidas in situ realizou-se medidas DSC conforme descrito nos procedimentos
experimentais a temperatura final foi de 550 oC
Na Figura 41 mostramos as medidas DSC feitas em diferentes taxas de aquecimento
realizadas na amostra moiacuteda por 19 horas Em todas as 4 medidas vemos comportamentos
exoteacutermicos e endoteacutermicos Os picos endoteacutermicos ocorreram a uma temperatura aproximada
de 270 0C temperatura essa equivalente ao ponto de fusatildeo do bismuto e foram atribuiacutedos a
fusatildeo do Bi ocorrida em duas etapas
Comparando-se os resultados obtidos nas medidas in situ onde observamos a nucleaccedilatildeo
de uma nova fase a partir da temperatura de 250 oC com os resultados obtidos no DSC podemos
concluir que o pico exoteacutermico presente no termograma corresponde agrave nucleaccedilatildeo da fase de
Bi2O3
Com a finalidade de calcular a energia de ativaccedilatildeo (Ea) necessaacuteria para promover essa
nucleaccedilatildeo aplicamos a metodologia proposta por Kissinger [2] Conforme indicado na Figura
41 as 4 medidas foram feitas com taxas de aquecimento de 25 5 10 e 20 oCmin
60
A Figura 42 mostra em detalhes a Figura 41 onde vemos os valores das temperaturas
de pico de cristalizaccedilatildeo (Tc) e as referidas taxas de aquecimento (120591) Como era esperado a
medida que a taxa de aquecimento aumenta a temperatura de pico tambem aumenta
Figura 41 Termograma DSC plotados em conjunto para os diferentes fluxos de calor
Figura 42 Espectros DSC com as temperaturas de pico e suas respectivas taxas de aquecimento
100 150 200 250 300 350 400 450 500 550
250Cmin
50Cmin
100Cmin
fluxo d
e c
alo
r (u
a)
Temperatura (0C)
200Cmin
exo
230 235 240 245 250 255 260 265 270 275 280 285
250Cmin
50Cmin
100Cmin
fluxo d
e c
alo
r (u
a )
Temperatura (0C)
242 0C
252 0C
266 0C
278 0C
200Cmin
exo
61
Com os dados fornecidos na Figura 42 pode-se calcular a energia de ativaccedilatildeo referente
a nucleaccedilatildeo da fase de Bi2O3 Plotando-se um graacutefico linear de ln(120591
1198791198882) versus
1
119879119888 onde o
coeficiente angular eacute (minus119864119886
119877) obteacutem-se a energia de ativaccedilatildeo A Figura 43 apresenta a
linearizaccedilatildeo da equaccedilatildeo 16 de onde se obteacutem a energia de ativaccedilatildeo do processo de nucleaccedilatildeo
do Bi2O3
Figura 43 Graacutefico linear do ln(120591
1198791198882) versus
1
119879119888
Logo considerando as relaccedilotildees anteriormente definidas eacute possiacutevel calcular a energia de
ativaccedilatildeo uma vez que m = (minus119864119886
119877) e R = 831 jmol K Desse modo a energia de ativaccedilatildeo
necessaacuteria para promover a nucleaccedilatildeo da fase Bi2O3 eacute de 12465 kJmol
A metodologia proposta permitiria tambeacutem calcular a energia de ativaccedilatildeo necessaacuteria
para cristalizar a fase amorfa as medidas de DSC foram planejadas ateacute a temperatura de
550 oC devido a limitaccedilotildees do equipamento poreacutem como fica evidente na Figura 41 natildeo se
observa nenhum pico exoteacutermico apoacutes os 350 oC que se possa estar associado a cristalizaccedilatildeo da
fase amorfa O pico exoteacutermico existente como jaacute mencionado ocorreu a uma temperatura que
variou de 242 0C agrave 278 0C e refere-se agrave nucleaccedilatildeo de fase
182 184 186 188 190 192 194
-115
-110
-105
-100
-95
ln (
T2 c)
1Tc (10
-3 k
-1)
62
44 Tratamento teacutermico
Apoacutes a realizaccedilatildeo das medidas de DRX in situ e das medidas de DSC a fase amorfa
ainda se encontrava presente assim foi realizado um tratamento teacutermico com a finalidade de
promover a cristalizaccedilatildeo da fase amorfa presente
O tratamento teacutermico foi realizado a uma taxa constante de 10 0Cmim ateacute a temperatura
de 800 0C com a atmosfera protegida por gaacutes argocircnio Na Figura 44 apresenta-se o difratograma
da amostra realizado apoacutes o do tratamento teacutermico vemos no detalhe que a acentuada elevaccedilatildeo
na linha de base entre a faixa de 2θ que vai de aproximadamente 26deg agrave 36deg e que corresponde
a fase amorfa desapareceu completamente
Figura 44 Difratograma da amostra apoacutes tratamento teacutermico
Para a amostra tratada termicamente foram identificadas trecircs fases similar ao observado
nas medias in situ a 350 oC foram identificadas a fase cuacutebica Bi12NiO19 a fase tetragonal de
Bi2O3 (ICSD no 41764) e a fase romboeacutedrica de Bismuto (ICSD no 64703) Na Figura 45
apresentamos o padratildeo observado plotado juntamente com o CIF das 3 fases identificadas
10 20 30 40 50 60 70 80
Inte
nsid
ad
e (
ua
)
2 (graus)
Pos Tratamento Teacutermico
20 25 30 35 40 45 50 55 60
63
Figura 45 Difratograma da amostra apoacutes tratamento teacutermico em conjunto com os CIFs de Bi Bi2O3 e
Bi12NiO19
Pode-se verificar no padratildeo do difratograma da Figura 45 que pelo formato da linha de
base obtida ocorreu a cristalizaccedilatildeo da fase amorfa e as fases identificadas correspondem aos
picos presentes no DRX da amostra
O refinamento realizado pelo MR confirmou a identificaccedilatildeo das fases contidas na
amostra no sentido da exata correspondecircncia entre os picos obtidos nos padrotildees calculados e
observados As fraccedilotildees das fases da amostra que sofreu tratamento teacutermico em comparaccedilatildeo com
as fraccedilotildees obtidas no DRX in situ estatildeo apresentados na tabela 7
Tabela 7 Fraccedilotildees das fases apoacutes tratamento teacutermico e DRX in situ a 350 oC
Fraccedilatildeo das fases Tratamento Teacutermico DRX in situ a 350 oC
Bi12NiO19 90 137
Bi2O3 89 20
Bi 11 663
10 20 30 40 50 60 70 80
Inte
nsid
ade (
ua
)
2 (graus)
Observado
Bi
Bi2O
3
Bi12
NiO19
25 30 35 40 45 50 55
64
O aumento da temperatura propicia a nucleaccedilatildeo das fases de Bi2O3 e Bi12NiO19 em
detrimento da diminuiccedilatildeo da fase Bi3Ni
O refinamento pelo meacutetodo de Rietveld para amostra que sofreu tratamento teacutermico
apresentou uma boa concordacircncia para os perfis calculado e experimental Nesse refinamento
foi utilizado o CIF modificado de Bi12NiO19 Na Figura 46 temos o padratildeo experimental e o
calculado obtidos no refinamento pelo MR
Figura 46 Padratildeo observado e experimental refinado pelo MR para amostra tratada termicamente
Compara-se na Figura 47 os difratogramas obtidos para amostra tratada termicamente e
para o DRX in situ a temperatura de 350 oC eacute possiacutevel identificar a correspondecircncia entre os
picos entretanto eacute notaacutevel a diferenccedila na linha de base do difratograma referente ao DRX in
situ contra o DRX da amostra submetida a tratamento teacutermico Pode-se concluir que para
ocorrer a cristalizaccedilatildeo da fase amorfa eacute necessaacuterio que a temperatura do tratamento teacutermico seja
superior a 550 0C
10 20 30 40 50 60 70 80
Inte
nsid
ade (
ua
)
2 (graus)
Calculado
Experimental
Residual
Pos Tratamento Teacutermico
65
Outro fenocircmeno perceptiacutevel eacute o deslocamento em 2θ da posiccedilatildeo dos picos O
difratograma da amostra que foi ao forno do DRX tem a posiccedilatildeo dos seus picos deslocados para
direita em comparaccedilatildeo ao observado no CIF do Bi12NiO19 e no DRX da amostra que passou
por tratamento teacutermico Podemos associar esse deslocamento a contraccedilatildeo do volume da ceacutelula
unitaacuteria Considerando o valor padratildeo do volume do composto Bi12NiO19 constante na tabela
5 ocorreu uma reduccedilatildeo de volume de aproximadamente 155 para amostra tratada
termicamente e uma variaccedilatildeo positiva de 005 para amostra do DRX in situ Na Figura 47
plotamos juntos os difratogramas da amostra tratada termicamente da amostra que realizou a
medida in situ a 350 0C e o CIF do Bi12NiO19
Figura 47 Difratogramas das amostras apoacutes tratamento teacutermico e DRX in situ em conjunto com o
CIF do Bi12NiO19
O tratamento teacutermico realizado produziu o resultado esperado cristalizando a fase
amorfa As fases presentes na amostra apoacutes a realizaccedilatildeo do tratamento estatildeo em conformidade
agraves encontradas nas medidas de DRX in situ
20 30 40 50 60 70 80
Bi
Inte
nsid
ade (
u a)
2 (graus)
Bi
20 25 30 35 40 45
66
5 CONCLUSAtildeO
A sintetizaccedilatildeo do composto nanoestruturado de Bi3Ni foi realizado de modo eficiente
apoacutes 13 horas de moagem mecacircnica
As medidas de difraccedilatildeo de Raio X possibilitaram acompanhar a evoluccedilatildeo estrutural e a
nucleaccedilatildeo da fase de Bi3Ni O refinamento realizado pelo Meacutetodo de Rietveld proporcionou a
quantificaccedilatildeo dos paracircmetros cristalograacuteficos tais como paracircmetros de rede volume da ceacutelula
unitaacuteria fraccedilatildeo das fases presentes e tamanho de cristalito Os fatores de qualidade e
convergecircncia alcanccedilaram valores satisfatoacuterios correspondendo a exata simulaccedilatildeo do padratildeo
observado
A anaacutelise teacutermica realizada por meio das medidas de DRX in situ permitiu o estudo da
estabilidade teacutermica e o acompanhamento da evoluccedilatildeo estrutural da amostra em funccedilatildeo da
temperatura Foi possiacutevel identificar duas novas fases presentes o Bi2O3 e Bi12NiO19 nucleadas
agraves custas da fase de Bi3Ni Na temperatura de 350 oC a amostra eacute composta das fases Bi12NiO19
Bi2O3 e Bi
As medidas de DSC realizadas ateacute a temperatura de 550 oC e com quatro diferentes
taxas de aquecimento foram utilizadas para se calcular com o uso da equaccedilatildeo de Kissinger a
energia de ativaccedilatildeo (Ea) necessaacuteria para promover a nucleaccedilatildeo do composto Bi12NiO19 que eacute de
12465 kJmol
O tratamento teacutermico no forno ateacute 800 oC promoveu o relaxamento dos defeitos e
tensotildees causadas durante a moagem mecacircnica e a cristalizaccedilatildeo da fase amorfa natildeo sendo mais
possiacutevel identificar no DRX realizado o perfil referente a essa fase Identificou-se novamente a
fase Bi12NiO19 aleacutem da ocorrecircncia das fases de Bi2O3 e Bi jaacute identificadas nas medidas de
DRX in situ confirmando a consistecircncia dos resultados obtidos por dois ensaios diferentes
Pocircde-se verificar o mesmo fenocircmeno em todos os ensaios que envolveram o
aquecimento da amostra Ao aquecer-se o Bi3Ni ocorre um processo de oxidaccedilatildeo que resulta
na formaccedilatildeo da fase de Bi2O3 e a fase de Bi12NiO19 todas associadas ao consumo de Bi da fase
Bi3Ni
Para realizaccedilatildeo de estudos futuros com o intuito de se obter a fase uacutenica de Bi3Ni
pode-se alterar ligeiramente as massas dos produtos com a adiccedilatildeo de um pouco de niacutequel
67
Pode-se melhorar o controle das condiccedilotildees de realizaccedilatildeo dos tratamentos teacutermicos com o
intuito de se evitar a oxidaccedilatildeo A realizaccedilatildeo de medidas de DSC ateacute a temperatura de 800 0C
poderaacute revelar picos exoteacutermicos e propiciar condiccedilotildees para se calcular a energia necessaacuteria
para promover a cristalizaccedilatildeo da fase amorfa
68
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18
Pode-se dividir fisicamente o processo de siacutentese mecacircnica de materiais em 4 estaacutegios
bem distintos [25]
I - Estaacutegio inicial as partiacuteculas satildeo deformadas plasticamente assumindo uma forma achatada
A ductilidade do material e energia fornecida no processo de moagem refletem diretamente na
intensidade dessa alteraccedilatildeo O acreacutescimo da aacuterea de superfiacutecie aumenta progressivamente a
probabilidade de soldagem a frio dessas partiacuteculas gerando um aumento do tamanho meacutedio da
partiacutecula
II ndash Segundo Estaacutegio as partiacuteculas satildeo soldadas a frio e requebradas favorecendo a formaccedilatildeo
de um poacute muito fino Eacute neste estaacutegio que ocorre tambeacutem a formaccedilatildeo de partiacuteculas compostas
denominadas de agregados Com o acuacutemulo de deformaccedilatildeo plaacutestica haacute um aumento do
encruamento e da resistecircncia mecacircnica das partiacuteculas Essa situaccedilatildeo aumenta a probabilidade
de fratura das partiacuteculas ou agregados
III ndash Terceiro Estaacutegio nesta fase um certo ldquoequiliacutebriordquo entre os processos de fratura e de
soldagem a frio eacute alcanccedilado Observa-se tambeacutem que as partiacuteculas alcanccedilam um tamanho fixo
Entretanto a energia livre de Gibbs continua a aumentar ateacute alcanccedilar uma saturaccedilatildeo
IV ndash Quarto Estagio eacute caracterizado pelo refinamento da microestrutura desses agregados
Na Figura 7 estatildeo ilustrados os quatro estaacutegios do processo de Siacutentese Mecacircnica
Figura 7 Representaccedilatildeo das fases presentes no processo de SM [25]
19
Eacute bem conhecido que a natureza procura estados fiacutesicos com a menor variaccedilatildeo da
energia livre de Gibbs Assim as substacircncias sob moagem mecacircnica podem ser transformadas
em novas substacircncias ou mudarem de fases cristalograacuteficas visando alcanccedilar esses estados de
menor energia Sabe-se que tais mudanccedilas envolvem determinados mecanismos fiacutesicos como
por exemplo difusatildeo atocircmica atraveacutes de contornos de gratildeos Os mecanismos fiacutesicos envolvidos
no processo SM ainda natildeo satildeo completamente entendidos [9]
Do ponto de vista estrutural cada poacute constituindo a mistura pode ser visto como sendo
formado por duas componentes uma cristalina que eacute sua estrutura cristalograacutefica original e
outra formada pelos centros de defeitos que eacute chamada de componente interfacial Em geral
nos materiais nanoestruturados a componente interfacial ou contornos de gratildeo podem
corresponder a ateacute 50 do volume do material [10]
A Figura 8 ilustra esquematicamente os cristalitos formado por ciacuterculos pretos e o
contorno de gratildeo por ciacuterculos brancos
Figura 8 Modelo de um material nanomeacutetrico Os ciacuterculos pretos e brancos representam
respectivamente a componente cristalina e a interfacial [10]
Embora a sistemaacutetica de preparaccedilatildeo e execuccedilatildeo da SM pareccedila ser simples o processo
possui diversas variaacuteveis que satildeo determinantes na qualidade e nas caracteriacutesticas do produto
final
A dimensatildeo das esferas utilizadas no processo interfere na eficiecircncia de moagem
Esferas grandes otimizam o processo desde que associadas a uma velocidade que permita a
20
transferecircncia da energia de impacto as partiacuteculas do poacute Aleacutem da dimensatildeo a massa das esferas
tambeacutem influencia no resultado final
A BPR (ball-to-powder weight ratio) ou razatildeo entre a massa das esferas e a massa do
poacute possui um efeito significante no tempo necessaacuterio para alcanccedilar uma fase particular na
amostra que estaacute sendo moiacuteda A BPR eacute inversamente proporcional ao tempo exigido na
moagem os valores de BPR podem variar de 11 ateacute valores de 220 1 Contudo BPR muito
grande pode gerar reaccedilotildees indesejaacuteveis como aumento na geraccedilatildeo de calor o que afetaria a
constituiccedilatildeo do poacute [2627]
A velocidade de rotaccedilatildeo do moinho estaacute diretamente associada agrave energia aplicada
atraveacutes de colisotildees das esferas com a amostra assim como na temperatura de processo da SM
Cada moinho possui uma velocidade criacutetica que define a otimizaccedilatildeo do desempenho do
processo Dessa forma deve-se analisar o quanto pode ser vantajoso ou prejudicial uma
temperatura elevada durante o processo da SM
Em alguns casos onde a difusatildeo eacute exigida para promover a homogeneizaccedilatildeo eou fusatildeo
do poacute pode ser vantajosa a elevaccedilatildeo da temperatura Poreacutem em outros casos o aumento da
temperatura pode acelerar o processo de transformaccedilatildeo e resultar na decomposiccedilatildeo de soluccedilotildees
soacutelidas supersaturadas ou outras fases metaestaacuteveis formadas durante a moagem tornando-se
uma desvantagem [26 27]
O paracircmetro mais importante para otimizaccedilatildeo do processo de siacutentese mecacircnica eacute a
determinaccedilatildeo do tempo de execuccedilatildeo Normalmente o tempo de moagem eacute escolhido com o
propoacutesito de conseguir um estado intermediaacuterio entre os estados de fratura e a fusatildeo a frio das
partiacuteculas do poacute A determinaccedilatildeo do tempo seraacute feita com base em vaacuterios paracircmetros como os
anteriormente mencionados Por isso eacute importante considerar que o niacutevel de contaminaccedilatildeo
pode aumentar e algumas fases indesejaacuteveis podem ser formadas quando o poacute eacute moiacutedo por
tempos maiores que o necessaacuterio [27]
A descriccedilatildeo das variaacuteveis adotadas durante o processo de SM eacute fundamental para
garantir a reprodutibilidade bem como para o estudo das influencias que cada paracircmetro pode
exercer sobre as caracteriacutesticas da amostra apoacutes o termino do processo [282930]
Assim apresenta-se na tabela 1 os principais paracircmetros relacionados a
reprodutibilidade do processo de siacutentese mecacircnica
21
Tabela 1 Principais variaacuteveis envolvidas no processo de siacutentese mecacircnica
24 Difraccedilatildeo de Raios X
A difraccedilatildeo de Raios X (DRX) eacute uma teacutecnica poderosa utilizada principalmente quando
se deseja realizar a caracterizaccedilatildeo estrutural de materiais Entretanto sua aplicaccedilatildeo eacute bem mais
ampla e versaacutetil sendo utilizada tambeacutem em aacutereas como a fiacutesica quiacutemica geologia
biotecnologia
Os raios X possuem energia suficiente para penetrarem nos soacutelidos e dessa forma se
mostram apropriados para investigarem estruturas internas Pode-se gerar raios X em
laboratoacuterio tanto pela desaceleraccedilatildeo dos eleacutetrons num alvo metaacutelico quanto pela excitaccedilatildeo dos
eleacutetrons dos aacutetomos alvo O primeiro processo fornece um espectro continuo e largo o segundo
fornece linhas acentuadas no espectro O meacutetodo normalmente utilizado nos equipamentos de
laboratoacuterio consiste em gerar os raios X fazendo com que um eleacutetron de alta energia gerado no
caacutetodo do tubo catoacutedico colida com um alvo metaacutelico acircnodo [31]
O feixe de raios X possui comprimento de onda (λ) caracteriacutestico que varia de acordo
com o material do acircnodo Para aplicaccedilotildees em cristalografia os comprimentos de onda mais
utilizados variam de 05 a 25 Ǻ Tal fato se justifica em virtude da proximidade desses valores
as menores distancias interatocircmicas observadas em materiais orgacircnicos e inorgacircnicos
PARAcircMETROS ENVOLVIDOS NO PROCESSO
1 Tipo de moinho usado
2 Tipo e material dos recipientes de moagem
3 Velocidade de moagem
4 Tempo de moagem
5 A BPR
6 Atmosfera de moagem
7 Agentes de controle de processo
8 Temperatura de moagem
22
O processo fiacutesico de espalhamento de difraccedilatildeo de raios X eacute o espalhamento elaacutestico dos
foacutetons pelos aacutetomos do material analisado que estatildeo dispostos na rede cristalina O
espalhamento ocorre quando o feixe de raios X atinge as nuvens eletrocircnicas que formam os
planos de um soacutelido cristalino em um determinado acircngulo onde uma porccedilatildeo da radiaccedilatildeo eacute
espalhada pela camada de aacutetomos superficiais e a outra parte do feixe natildeo espalhada penetra
na segunda camada de aacutetomos onde outra fraccedilatildeo eacute espalhada e o restante passa para terceira
camada e assim sucessivamente [3132] Pode-se observar uma representaccedilatildeo desse fenocircmeno
na Figura 9
Figura 9 Representaccedilatildeo geomeacutetrica da Lei de Bragg [28]
A teoria baacutesica que define o estudo de materiais cristalinos por difraccedilatildeo de raios X
baseia-se no princiacutepio de que as distribuiccedilotildees espaciais dos eleacutetrons no material definem
diferentes planos atocircmicos portanto esses planos atocircmicos espalham os raios X ndash vistos como
ondas ndash causando interferecircncia construtiva e destrutiva que se manifestam no padratildeo de raios
X como maacuteximos e miacutenimos respectivamente [33]
A ocorrecircncia de maacuteximos e miacutenimos pode ser explicada utilizando-se a Lei de Bragg
Utilizando o auxiacutelio geomeacutetrico da Figura 9 pode-se verificar que o caminho oacutetico percorrido
pelos raios X incidentes no primeiro plano do material eacute diferente do caminho percorrido pelos
feixes refratados no segundo plano A diferenccedila de caminho (δ) pode ser descrita como
δ = 2dhkl119904119890119899120579 (1)
Essa diferenccedila de percurso gera uma diferenccedila de fase (∆120593) entre as ondas refletidas que pode
ser expressa por
23
∆120593 = 2120587 δλfrasl (2)
onde λ eacute o comprimento de onda do feixe de raios X incidente Para um cristal perfeito e infinito
haveraacute interferecircncia construtiva somente quando δ = nλ onde n eacute um nuacutemero inteiro
Dessa forma a condiccedilatildeo para ocorrecircncia de interferecircncia construtiva pode ser expressa como
2119889ℎ119896119897119904119890119899120579 = 119899 λ (3)
Essa relaccedilatildeo eacute conhecia como a Lei de Bragg
Desse modo se o cristal for rotacionado cada conjunto de planos iraacute difratar a radiaccedilatildeo
quando o valor de 2dsenθ satisfizer a equaccedilatildeo Assim os dados de difraccedilatildeo satildeo coletados para
o cristal como um todo O arranjo de feixes difratados considerados em conjunto eacute
denominado padratildeo de difraccedilatildeo de cristal Se o material analisado estiver na forma de um poacute
de pequenos cristalitos aleatoriamente arranjados cada cristalito iraacute produzir seu proacuteprio padratildeo
de difraccedilatildeo [34]
Um ponto importante a ser considerado eacute que a intensidade determinada
experimentalmente definida como a intensidade total de cada difraccedilatildeo e que corresponde as
aacutereas delimitadas pelas respectivas curvas eacute maior que a prevista pela Lei de Bragg Tal
diferenccedila entre o padratildeo real e o previsto por Bragg reside no fato de o cristal natildeo ser perfeito
e nem infinito aleacutem dos feixes de raios X natildeo serem totalmente monocromaacuteticos e a radiaccedilatildeo
incidente natildeo corresponder a feixes perfeitamente paralelos Por tudo isso ao se observar um
padratildeo de raios X verifica-se que os picos possuem a forma de uma funccedilatildeo Gaussiana e natildeo a
de uma funccedilatildeo delta como previsto pela lei de Bragg Assim para valores ligeiramente
diferentes dos acircngulos de Bragg ocorreraacute tambeacutem difraccedilatildeo [35]
Se o material analisado for um liacutequido ou um soacutelido natildeo cristalino (amorfo) o padratildeo
obtido se caracteriza por uma quase completa ausecircncia de periodicidade uma certa ordem
apenas a pequenas distacircncias (de curto alcance) e uma preferecircncia estatiacutestica para uma distacircncia
interatocircmica particular Como consequecircncia os padrotildees tendem a possuir apenas um ou dois
picos alargados
Na Figura 10 ilustra-se as diferenccedilas tiacutepicas observadas nos padrotildees de difraccedilatildeo para
amostras de um cristal perfeito (A) um cristal real (B) e um liquido ou material amorfo (C)
24
Figura 10 Padratildeo de difraccedilatildeo para Cristal perfeito cristal real e liquido ou amorfo respectivamente
O estudo da direccedilatildeo e da intensidade do feixe difratado eacute importante pois permite obter
conclusotildees sobre o fator de estrutura de materiais cristalinos e de materiais amorfos As
intensidades relativas da difraccedilatildeo de estruturas cristalinas dependem do conteuacutedo da ceacutelula
unitaacuteria quanto ao nuacutemeros de eleacutetrons nos aacutetomos posiccedilotildees atocircmicas e da distribuiccedilatildeo
eletrocircnica nos aacutetomos Tem-se entatildeo o fator de estrutura que estaacute diretamente relacionado com
a intensidade das ondas espalhadas no fenocircmeno de difraccedilatildeo em materiais
241 Difratocircmetro
O difratocircmetro eacute constituiacutedo basicamente por um tubo de raios X um porta amostra
onde se incide a radiaccedilatildeo e um detector moacutevel Nos equipamentos modernos a geometria de
Bragg-Brentano se manteacutem com a diferenccedila de que a amostra permanece na posiccedilatildeo horizontal
podendo se movimentar apenas quando se utiliza um sistema de rotaccedilatildeo horizontal sobre o eixo
da amostra Nessa geometria um feixe de radiaccedilatildeo monocromaacutetica incide na amostra em forma
de poacute rotacionada de um acircngulo θ enquanto os dados satildeo coletados por um detector que se
move de 2θ [3637]
Uma representaccedilatildeo esquemaacutetica do funcionamento de um difratocircmetro pode ser vista
na Figura 11 Neste esquema verifica-se que o feixe de Raios X gerado pela fonte (A) sai do
tubo passando pela janela de beriacutelio em forma de uma linha O mesmo passa pela fenda soller
de placas paralelas passando em seguida pela fenda divergente e pela maacutescara que controlam
25
a aacuterea dos Raios X que incidem sobre a amostra (B) O feixe difratado passa pelas fendas anti-
espalhamento de recebimento e soller incidindo no detector (C) apoacutes passar por um
monocromador [353637]
Figura 11 Representaccedilatildeo esquemaacutetica de um Difratocircmetro [35]
As fendas soller tecircm como funccedilatildeo diminuir a divergecircncia axial de um feixe de raios X
A fenda divergente eacute utilizada para limitar a divergecircncia lateral do feixe de raios X de modo
que a superfiacutecie da amostra receba o maacuteximo possiacutevel da radiaccedilatildeo e ao mesmo tempo a
irradiaccedilatildeo do porta amostra seja evitada A maacutescara tem a funccedilatildeo de limitar a aacuterea linear
iluminada sobre a amostra [3839]
O feixe difratado eacute normalmente expresso atraveacutes de picos que se destacam do
background (ou linha de base) registrados num difratograma de intensidade versus o acircngulo
2θ As intensidades obtidas em acircngulos 2θ representadas atraveacutes dos picos nos difratogramas
correspondem agrave difraccedilatildeo do feixe incidente por um determinado conjunto de planos do cristal
que possuem mesma distacircncia interplanar cada qual com iacutendices de Miller hkl (reflexotildees hkl)
A intensidade a posiccedilatildeo angular (2θ) ou distacircncia interplanar (d) e o perfil satildeo as informaccedilotildees
obtidas de cada pico Cada composto cristalino apresenta um padratildeo difratomeacutetrico
caracteriacutestico permitindo sua identificaccedilatildeo atraveacutes das posiccedilotildees angulares e intensidades
relativas dos picos difratados [3639]
Na tabela 2 apresentam-se alguns fatores instrumentais e seus efeitos sobre as posiccedilotildees
forma e larguras dos picos de difraccedilatildeo [414243]
26
Tabela 2 Relaccedilatildeo entre os fatores instrumentais e os efeitos sobre os picos de DRX
25 Meacutetodo de Rietveld
O fiacutesico holandecircs Hugo M Rietveld desenvolveu em 1969 um meacutetodo para refinar
estruturas cristalinas a partir de modelos teoacutericos e de padrotildees de raios X (DRX) ou de necircutrons
[44 45]
O modelo matemaacutetico utilizado no Meacutetodo de Rietveld (MR) refina os perfis teoacutericos
dos picos de difraccedilatildeo de forma que estes perfis se aproximem dos perfis medidos O refinamento
possibilita determinar as propriedades cristalograacuteficas do material analisado como por
exemplo orientaccedilotildees preferenciais (textura) em alguns casos o tamanho meacutedio e a
microdeformaccedilatildeo de cristalitos e as dimensotildees da cela unitaacuteria [44]
Para executar o refinamento de estruturas o MR faz comparaccedilotildees do perfil real de uma
amostra (o observado ou experimental) com espectros teoacutericos calculados a partir de misturas
hipoteacuteticas de fases (o calculado) Compara-se pontualmente os valores obtidos atraveacutes da
diferenccedila entre as intensidades
Os valores satildeo ajustados utilizando-se o meacutetodo dos miacutenimos quadrados ateacute se
conseguir a melhor concordacircncia possiacutevel do padratildeo experimental com o calculado [46]
A diferenccedila entre as intensidades isto eacute a quantidade minimizada no refinamento eacute dada
pela seguinte expressatildeo
Sy = sum 120596119894(119910119894 minus 119910119888119894)2
119894 (4)
FATOR INSTRUMENTAL EFEITO SOBRE O PICO
Alinhamento e colimaccedilatildeo do feixe Afeta na largura e simetria dos picos
Excentricidade da amostra Influecircncia a largura e posiccedilatildeo dos picos
Planaridade da superfiacutecie da
amostra Produz assimetria dos picos em baixos acircngulos
Absorccedilatildeotransparecircncia da amostra Causa deslocamento dos picos alargamento e assimetria
principalmente em amostras com coeficientes de absorccedilatildeo
Tamanho das partiacuteculas e micro
deformaccedilatildeo da rede Causa variaccedilatildeo na largura e forma dos picos
27
Onde 120596119894 representa a intensidade observada no i-eacutesimo ponto (sendo expresso por 120596119894 =
1 119910119894frasl ) e 119910119894 representa a intensidade observada e 119910119888119894 a intensidade calculada [46]
As medidas precisas de intensidades dadas em intervalos de 2θ o incremento de 2θ
constante um modelo inicial proacuteximo a estrutura real da amostra satildeo alguns requisitos que
devem ser analisados antes de se iniciar o refinamento
Deve-se ficar claro que o MR natildeo se trata de um software os programas satildeo utilizados
para realizar os caacutelculos matemaacuteticos requeridos pelo meacutetodo Existem diversos programas
computacionais que usam o MR dentre eles o pacote de programas GSAS (General Structure
Analysis System) [47] e o EXPGUI [48]
Para se descrever o formato dos picos de DRX de materiais nanoestruturados
recomenda-se utilizar a funccedilatildeo perfil pseudo-Voigt de Thompson-Cox-Hasting modificada
(funccedilatildeo de perfil CW 4 no pacote GSAS [47]) que considera o modelo anisotroacutepico de Stephens
e efeitos de textura [4950]
Nesta funccedilatildeo de perfil a largura a meia altura (FWHM) das partes gaussiana (ΓG) e
Lorentziana (ΓL) eacute expressa da seguinte forma
Γ119866 = [(119880 + (1 minus 120578)2119889ℎ1198961198974 Γ119878
2(ℎ119896119897))1199051198861198992120579 + 119881119905119886119899120579 + 119882 +119875
1198881199001199042120579]
12
(5)
e
Γ119871 = 120578119889ℎ1198961198972 Γ119878(ℎ119896119897) 119905119886119899120579 +
119883+119883119890119888119900119904120601
119888119900119904120579 (6)
Onde dhkl eacute a distacircncia entre os planos da rede e θ eacute o acircngulo de Bragg Na parte gaussiana os
paracircmetros V e W dependem dos instrumentos Os paracircmetros P e o termo X + Xecosφ
descrevem respectivamente as contribuiccedilotildees Gaussianas e Lorentzianas para o tamanho de
cristalito Os paracircmetros P e X correspondem ao tamanho de cristalito isotroacutepico enquanto Xe
expressa efeitos de tamanho de cristalito anisotroacutepicos φ eacute o acircngulo entre o vector de reflexatildeo
e o seu respectivo eixo de ampliaccedilatildeo
O paracircmetro de tensatildeo isotroacutepica U e o paracircmetro de tensatildeo anisotroacutepica ΓS (hkl)
expressam o alargamento de pico causado por deformaccedilotildees na rede cristalina ΓS (hkl) eacute uma
28
funccedilatildeo do alargamento (hkl) e depende da simetria de cristal [4950] O paracircmetro η eacute um
coeficiente de mistura que determina as contribuiccedilotildees do alargamento gaussiano (η = 0) e
Lorentziano (η = 1)
O tamanho de cristalito aparente pode ser determinado pela formula de Scherrer
Considerando o refinamento de todos esses paracircmetros para ajustar as larguras de linha e
assumindo que a contribuiccedilatildeo da distribuiccedilatildeo de tamanho de cristalitos eacute anisotroacutepica isto eacute
fazendo P = 0 na equaccedilatildeo 5 pode-se calcular o tamanho de cristalito (lang119889rang) pela seguinte foacutermula
[52]
lang119889rang =(18000119870120582)
119871119909120587 (7)
Considerando tambeacutem que as microtensotildees satildeo isotroacutepicas e fazendo ΓS (hkl) =0 na
equaccedilatildeo 6 pode-se calcular seu percentual pela foacutermula contida no Manual do GSAS [52]
assim a microdeformaccedilatildeo (ε) pode ser expressa por
120576 =120587
18000radic(81198971198992)(119866119880 minus 119866119880119900)100 (8)
Onde GUo eacute o valor previamente obtido do material padratildeo utilizado na calibraccedilatildeo do
equipamento Os valores obtidos para a amostra padratildeo satildeo considerados como iniciais para
paracircmetros ajustaacuteveis e mantidos fixos para os demais durante o ajuste de difratogramas de
amostras em estudo [53]
Durante o refinamento pelo meacutetodo de Rietveld um conjunto de paracircmetros varaacuteveis eacute
calculado e refinado em relaccedilatildeo aos dados digitalizados do difratograma abaixo apresenta-se
um breve detalhamento desses paracircmetros [414243]
29
1- Fator de escala corresponde agrave correccedilatildeo de proporcionalidade entre o padratildeo
difratomeacutetrico calculado e o observado
2- Linha de base (background) eacute corrigida a partir de dados coletados no proacuteprio
difratograma e da interpolaccedilatildeo entre estes pontos Eacute importante conhecer o
comportamento da linha de base jaacute que esta fornece informaccedilotildees a respeito da presenccedila
de fases amorfas na amostra e pode ser incluiacuteda em uma rotina de quantificaccedilatildeo das
fases envolvidas
3- Perfil de pico conjunto de funccedilotildees analiacuteticas em que se modelam efeitos relacionados
ao perfil Algumas equaccedilotildees analiacuteticas satildeo propostas para corrigir estes efeitos como
as equaccedilotildees Gaussiana Lorentziana e de assimetria
4- Paracircmetros da ceacutelula Podem ser corrigidos pela Lei de Bragg (nλ=2dsenθ) onde o
espaccedilamento d estaacute relacionado aos iacutendices de Miller e portanto aos paracircmetros de
ceacutelula (a b c α β γ) A indexaccedilatildeo dos picos eacute feita levando-se em conta os paracircmetros
da ceacutelula e a intensidade calculada o que mostra certa vantagem em relaccedilatildeo a teacutecnicas
convencionais pois todos os paracircmetros que influenciam na discrepacircncia dos valores
de d satildeo refinados conjuntamente com os das intensidades
5- Fator de estrutura os paracircmetros variaacuteveis deste fator satildeo posiccedilotildees atocircmicas fatores
de temperatura isotroacutepicos ou anisotroacutepicos e o nuacutemero de ocupaccedilatildeo
6- Deslocamento paracircmetros de correccedilatildeo dos deslocamentos devido agrave fuga do ponto focal
da oacuteptica do difratocircmetro
7- Orientaccedilatildeo preferencial correccedilatildeo de problemas gerados na preparaccedilatildeo de amostra
Trabalhos da literatura mostram que a reduccedilatildeo computacional da orientaccedilatildeo preferencial
tem eficiecircncia limitada daiacute a preocupaccedilatildeo em controlar este efeito durante a preparaccedilatildeo
da amostra
30
251 Iacutendices de avaliaccedilatildeo da qualidade do refinamento
A qualidade do refinamento deve ser verificada atraveacutes de indicadores estatiacutesticos
numeacutericos que satildeo utilizados durante o processo iterativo (caacutelculos) e apoacutes o teacutermino deste
para aferir se o refinamento estaacute se procedendo de modo satisfatoacuterio [46]
Os refinamentos realizados no software GSAS [47] devem ser acompanhados no que
diz respeito a convergecircncia ao miacutenimo global por iacutendices de confiabilidade para julgar a
qualidade dos mesmos dentre eles o Rwp (R ponderado) e o 1205362 chamado de ldquogoodnees of fit
os quais estatildeo relacionados com o perfil do difratograma [46]
O Rwp eacute expresso por
119877119908119901 = ( radicsum 120596119894(119910119894minus 119910119888119894)2
119894
sum 120596119894(119910119894)2119894
) 119909 100 (9)
O denominador do Rwp eacute a funccedilatildeo de minimizaccedilatildeo (equaccedilatildeo 4) Esse eacute o iacutendice que deve
ser analisado para verificar se o refinamento estaacute convergindo Se o valor de Rwp estaacute
diminuindo entatildeo o refinamento estaacute sendo bem-sucedido Bons refinamentos fornecem
valores de Rwp da ordem de 2 a 10 tipicamente se encontram entre 10 e 20 [46]
O Rexp eacute o valor estatisticamente esperado sendo expresso conforme [54]
119877119890119909119901 = [(119873minus119875)
sum 119908119894(119910119894(119900119887119904))sup2]
12frasl
(10)
Por sua vez o 1205362 eacute definido como
1205942 = 119877119908119901
119877119890119909119901 (11)
Trata-se de um iacutendice frequentemente utilizado estando relacionado agrave qualidade do
ajuste entre o difratograma calculado e o observado Espera-se que seu valor seja equivalente a
10 em um refinamento perfeito sendo que na praacutetica valores em torno de 50 caracterizam
refinamentos otimizados [43] O Rexp utilizado para se determinar o valor de 1205362 eacute o valor
estatisticamente esperado para o Rwp
31
252 GSAS-EXPGUI
O diagrama de blocos da Figura 12 descreve os procedimentos a serem seguidos para se
iniciar um refinamento no software EXPGUI [48]
Figura 12 Diagrama de blocos com ordem dos procedimentos para iniacutecio do refinamento no EXPGUI
Iniciar o programa
Adicionar as fases
Inserir o Difratograma Experimental
Inserir o arquivo PRM
Escolha da funccedilatildeo de background
powpref
genles
Abertura do programa com criaccedilatildeo de um novo arquivo referente ao
refinamento que seraacute iniciado
A adiccedilatildeo das fases presentes na amostra normalmente utiliza-se arquivos
com as informaccedilotildees cristalograacuteficas com a extensatildeo cif
Insere-se o arquivo contendo o difratograma experimental (com a extensatildeo
gsas)
Inserir o PRM O arquivo PRM conteacutem informaccedilotildees instrumentais do
difratocircmetro utilizado como por exemplo o nome do difratocircmetro o
comprimento de onda da radiaccedilatildeo utilizada a polarizaccedilatildeo e os paracircmetros de
perfil relacionados ao alargamento instrumental
O passo seguinte eacute a escolha da funccedilatildeo de background e o nuacutemero de termos
que se iraacute utilizar O programa dispotildee de 8 tipos de funccedilotildees background Na
sequecircncia deve-se escolher a funccedilatildeo de perfil que iraacute modelar os picos de
difraccedilatildeo O GSAS possui cinco funccedilotildees Nesse trabalho utilizou-se a funccedilatildeo
nuacutemero 4
Preparar e carregar os dados
Prepara para rodar os ciclos de refinamento
32
Concluiacutedo os processos descritos na Figura 12 inicia-se o refinamento dos paracircmetros
vale ressaltar que a utilizaccedilatildeo da funccedilatildeo perfil pseudo-Voigt de Thompson-Cox-Hasting
modificada embora seja mais interessante para refinamentos de estruturas ela pode apresentar
alguma complicaccedilatildeo devido agrave grande quantidade de paracircmetros altamente correlacionados (GU
GV GW GP LX) que tornam a convergecircncia um desafio agrave paciecircncia
Entretanto a sua aplicaccedilatildeo pode ser significativamente simplificada se um refinamento
preacutevio de uma amostra padratildeo for realizado e os paracircmetros instrumentais obtidos forem
usados como paracircmetros iniciais para o refinamento do material desejado [46]
Na Figura 13 apresenta-se um print da interface do EXPGUI Durante os procedimentos
de refinamento
Figura 13 Interface do EXPGUI para refinamento dos paracircmetros
Para refinamento dos paracircmetros o conhecimento da correlaccedilatildeo de cada fator torna mais
faacutecil o sucesso e a qualidade final do refinamento Escolhendo-se a funccedilatildeo de perfil 4 tem-se as
seguintes correlaccedilotildees mostradas na tabela 3
33
Tabela 3 Correlaccedilotildees e definiccedilotildees para as variaacuteveis envolvidas no refinamento pelo MR no EXPGUI
PARAcircMETRO CORRELACcedilAtildeO NO MODELO REFINADO
GV e GW Definem a largura da gaussiana relacionada ao alargamento instrumental
GU Define a largura da gaussiana relacionada agrave micro deformaccedilatildeo da rede
GP Define a largura da gaussiana relacionada ao tamanho de cristalito
LX Define a largura da lorentziana relacionada ao tamanho de cristalito
PTEC Avalia a anisotropia do tamanho de cristalito relacionada ao alargamento de
Lorentz
SHKL Define a micro deformaccedilatildeo da rede relacionada ao alargamento de Lorentz Seu
nuacutemero de termos depende da simetria de Laue
TRNS Descreve a profundidade de penetraccedilatildeo dos raios X em uma amostra
SHFT Determina o deslocamento em 2θ devido agrave posiccedilatildeo da amostra no porta amostra
SFEC Avalia a anisotropia quando haacute falhas de empilhamento da rede
ETA Eacute o termo de mistura entre as contribuiccedilotildees de Gauss e de Lorentz
SL e HL Satildeo termos de assimetria relacionados agrave divergecircncia axial
25 Calorimetria Diferencial de Varredura
A calorimetria diferencial de varredura (Differential Scanning Calorimetry- DSC) eacute um
meacutetodo de medida bem estabelecido e usado numa ampla escala em diferentes aacutereas de
pesquisa Com as medidas de DSC eacute possiacutevel investigar a evoluccedilatildeo teacutermica dos materiais e
tambeacutem avaliar grandezas como pureza capacidade teacutermica calor de transiccedilatildeo transiccedilotildees
viacutetreas relaxaccedilatildeo teacutermica [2]
O sistema DSC consiste na detecccedilatildeo de um sinal eleacutetrico gerado pela diferenccedila de
temperatura entre o material de referecircncia cujo comportamento com a temperatura eacute conhecido
e o material que estaacute sendo investigado (amostra) O DSC eacute um meacutetodo calorimeacutetrico no qual
satildeo medidas diferenccedilas de energia A Figura 14 ilustra a configuraccedilatildeo de um DSC
34
Figura 14 Ilustraccedilatildeo da configuraccedilatildeo de um DSC
As curvas construiacutedas com os dados DSC permitem identificar substacircncias construir
diagramas de fase aleacutem de determinar a fraccedilatildeo de cristalinidade dos materiais A amostra natildeo
inerte pode sofrer periodicamente fenocircmenos de absorccedilatildeo ou geraccedilatildeo de calor em funccedilatildeo do
tempo temperatura e posiccedilatildeo do meio Entre os processos de absorccedilatildeo de calor (endoteacutermicos)
pode-se destacar a fusatildeo a sublimaccedilatildeo a adsorccedilatildeo e entre os processos de geraccedilatildeo de calor
(exoteacutermicos) destacam-se a cristalizaccedilatildeo e a desorccedilatildeo
De acordo com o fenocircmeno ocorrido com a amostra no interior do equipamento a curva
gerada poderaacute apresentar picos endoteacutermicos ou exoteacutermicos a associaccedilatildeo dos dados com um
diagrama de fases um DRX ou outra teacutecnica poderaacute ser necessaacuterio para se extrair informaccedilotildees
consistentes A Figura 15 ilustra as possiacuteveis configuraccedilotildees encontradas em uma curva tiacutepica
de DSC
Figura 15 Representaccedilatildeo graacutefica dos padrotildees geneacutericos de picos apresentados no DSC
35
Dentre os possiacuteveis fenocircmenos apresentados por uma amostra em um DSC pode-se
obter picos exoteacutermicos ou endoteacutermicos Pode-se calcular a energia de ativaccedilatildeo (Ea) necessaacuteria
para promover a cristalizaccedilatildeo ou a nucleaccedilatildeo de uma fase Para tanto eacute necessaacuterio conhecer
valores de temperaturas de pico de cristalizaccedilatildeo (Tc) medidas para diferentes taxas de
aquecimento constantes (τ) e aplicar esses valores na equaccedilatildeo de Kissinger mostrada abaixo
[2]
119897119899 (τ
1198791198882) = minus
119864119886
119877119879119888+ 119888 (12)
onde R = 831 Jmol K eacute a constante molar dos gases e c eacute uma constante arbitraria
36
3 PROCEDIMENTOS EXPERIMENTAIS
31 Produccedilatildeo da Amostra
Para produccedilatildeo da amostra de Bi3Ni utilizou-se a formula AxBy onde x + y =100 e as
relaccedilotildees abaixo descritas as quais permitem encontrar os valores em fraccedilatildeo da massa de cada
componente
119872119879119900119905119886119897 = (119909
119909+119910) 119872119860 + (
119910
119909+119910) 119872119861
119876119860 = (119909
119909+119910)
119872119860
119872119879119874119879119860119871 e (13)
119876119861 = (119910
119909 + 119910)
119872119861
119872119879119874119879119860119871
onde MTotal = massa total a ser pesada MA = massa do elemento A (constante na Tabela
Perioacutedica) MB = massa do elemento B (constante na Tabela Perioacutedica) QA = fraccedilatildeo da massa
do elemento A a ser pesada e QB = fraccedilatildeo da massa do elemento B a ser pesada
Considerando-se as relaccedilotildees acima a amostra composta pelos elementos quiacutemicos
Niacutequel (Ni) e Bismuto (Bi) foi produzida com a massa total de 3 gramas sendo 026 gramas
de Ni (Alfa Aesar com 9995 de pureza e com tamanho de partiacutecula de minus100 mesh) e 274
gramas de Bi (Alfa Aesar com 9995 de pureza e com tamanho de partiacutecula de minus100 mesh)
Para pesagem foi utilizada a balanccedila eletrocircnica de alta precisatildeo (001mg) SHIMADZU modelo
(AUW220D)
32 Siacutentese Mecacircnica
Apoacutes a preparaccedilatildeo da amostra iniciou-se a fase da moagem mecacircnica Para tal utilizou-
se o moinho High Energy Ball Mill Emax da Retsch pertencente ao Laboratoacuterio de Siacutentese e
Caracterizaccedilatildeo de Nanomateriais (LSCN) do IFAM O moinho Emax combina vantagens de
diversos tipos de moinho tais como impacto de alta frequecircncia (moinho oscilante) atrito
37
intenso (moinho oscilante de discos) e movimentos rotativos controlados do vaso de moagem
(moinho de bolas planetaacuterio) o que proporciona um oacutetimo desempenho [55]
Na Figura 16 satildeo mostradas as imagens do moinho na imagem agrave esquerda observa-se a posiccedilatildeo
de fixaccedilatildeo dos dois jarros de moagem
Figura 16 Moinho High Energy Ball Mill Emax
Os suportes de cada vaso satildeo afixados sobre dois discos que giram no mesmo sentido
movendo assim os vasos por uma trajetoacuteria circular sem que estes modifiquem sua orientaccedilatildeo
A accedilatildeo combinada da geometria dos vasos e da mecacircnica do movimento gera um forte atrito
entre as bolas a amostra e as paredes do vaso bem como uma elevada aceleraccedilatildeo que lanccedila as
bolas com forte impacto contra a amostra junto agraves paredes do vaso Disso resulta uma melhor
mistura das partiacuteculas e uma menor granulometria final [55]
O moinho possui um sistema de resfriamento por aacutegua permitindo que a elevada
aplicaccedilatildeo de energia possa ser aproveitada com eficiecircncia no processo de moagem sem que a
amostra se superaqueccedila
A amostra foi colocada no jarro de moagem juntamente com 3 esferas de accedilo inoxidaacutevel
com massa total de 2092 g resultando numa BPR aproximada de 71 O jarro de moagem foi
levado a glove box onde foi realizado o vaacutecuo do ambiente com a posterior injeccedilatildeo de gaacutes
Argocircnio e a selagem do vaso de moagem Esse procedimento teve como objetivo evitar uma
possiacutevel oxidaccedilatildeo da amostra durante a moagem mecacircnica
38
Na Figura 17 eacute possiacutevel visualizar o jarro de moagem em dois momentos sendo o
primeiro entes do fechamento com as esferas e a amostra e posteriormente durante o processo
de fechamento dentro da glove box
Figura 17 Preparaccedilatildeo e selagem do vaso de moagem
O primeiro processo de moagem da mistura foi realizado durante uma hora Apoacutes esse
tempo o jarro foi aberto e feito uma Difraccedilatildeo de Raios X (DRX) da amostra Seguiu-se entatildeo
para selagem do vaso de moagem e preparaccedilatildeo para novo ciclo de moagem O intervalo de
moagem passou a ser de 3 horas sendo realizado em trecircs etapas de 1 hora entre cada etapa
houve um intervalo de 5 minutos para resfriamento da amostra realizadas sem abertura do jarro
de moagem
No procedimento foi utilizada a rotaccedilatildeo de 1000 rpm a temperatura do vaso variou de
27 degC agrave 39 degC no final da moagem Apoacutes as 3 horas de moagem o vaso foi aberto e realizou-se
um DRX da amostra Esse processo se repetiu por seis vezes tendo gerado intervalos de tempo
de1h 4hs 7hs 10hs 13hs 16hs e 19hs de moagem
O fim da moagem foi estabelecido com base na anaacutelise dos difratogramas da amostra e
da constataccedilatildeo de equiliacutebrio na evoluccedilatildeo ou formaccedilatildeo de novas fases
39
33 Difraccedilatildeo de Raios X
As medidas de DRX foram realizadas no Laboratoacuterio de Materiais (LabMat) da UFAM
utilizando um Difratocircmetro de Raio-X modelo Empyrean da PANalytical com radiaccedilatildeo CuKα1
de 1 5406 Aring e se dividiram em duas etapas
A primeira etapa foi realizada com os intervalos de 1h 4hs 7hs 10hs 13hs 16hs e 19
horas e teve como finalidade acompanhar a evoluccedilatildeo estrutural da amostra e confirmar a
formaccedilatildeo da fase uacutenica de Bi3Ni
A Figura 18 apresenta o porta amostra em duas etapas distintas a primeira com a
amostra sendo preparada adequadamente e na segunda pronta para a realizaccedilatildeo do DRX
Figura 18 Preparaccedilatildeo da amostra para realizaccedilatildeo de DRX
Os difratogramas experimentais gerados foram submetidos agrave identificaccedilatildeo das fases
cristalinas atraveacutes de comparaccedilotildees com padrotildees difratomeacutetricos disponibilizados no banco de
dados do Inorganic Crystal Structure Database ndash ICSD
Na Figura 19 apresenta-se o goniocircmetro difratocircmetro de raio-X modelo Empyrean da
PANalytical
40
Figura 19 Difratocircmetro de Raio-X modelo Empyrean da PANalytical
Os padrotildees usados de DRX foram os seguintes
Faixa de acircngulo 10 ndash 100deg
Velocidade de escaneamento 1deg min
Tempo aproximado de realizaccedilatildeo do difratograma 45 min
Tubo de raio-X de cobre (Cu)
Voltagem 40 kV
Corrente 30 mA
Divergecircncia de fenda 10 (deg)
Dispersatildeo de fenda 10 (deg)
A segunda etapa das medidas de DRX foi realizada com uso do forno e medidas in situ
tendo sido realizadas com a amostra moiacuteda por 19 horas nas temperaturas de 250 2500 3000 e
350 0C essas medidas tiveram a finalidade de acompanhar o comportamento estrutural em
funccedilatildeo da temperatura e estudar a estabilidade teacutermica da amostra Detalhes do forno estatildeo
ilustrados nas Figuras 20
41
Figura 20 Preparaccedilatildeo da amostra e porta amostra no forno do DRX
A primeira mediccedilatildeo foi realizada a temperatura de 25 oC seguindo-se de um
aquecimento a taxa de 10 oCmin ateacute atingir a temperatura de 250 oC apoacutes atingir a temperatura
procedeu-se uma execuccedilatildeo de uma isoteacutermica por 10 minutos antes da mediccedilatildeo in situ de DRX
O procedimento foi repetido para as temperaturas de 300 oC e 350 oC conforme pode-se
observar na rampa de aquecimento da Figura 21
Figura 21 Rampa de aquecimento para medidas in situ de DRX
34 Refinamento pelo Meacutetodo de Rietveld
Para realizaccedilatildeo dos refinamentos pelo MR desta dissertaccedilatildeo utilizou-se o programa
GSAS (General Structure Analysis System) e o EXPGUI [4748]
42
Para se descrever o formato dos picos de DRX utilizou-se a funccedilatildeo perfil pseudo-Voigt
de Thompson-Cox-Hasting modificada funccedilatildeo de perfil CW 4 no pacote GSAS que considera
o modelo anisotroacutepico de Stephens e efeitos de textura [4950]
Para o coeficiente de mistura (η) que determina as contribuiccedilotildees do alargamento
gaussiano (η = 0) e Lorentziano (η = 1) nas equaccedilotildees 5 e 6 foi utilizado neste trabalho o valor
de η = 075
Os coeficientes de alargamento instrumental V e W constantes na equaccedilatildeo 5 foram
previamente obtidos a partir do DRX de uma amostra padratildeo bem cristalizada e mantidos fixos
no refinamento dos dados experimentais
Para o caacutelculo do tamanho meacutedio de cristalito com o uso da equaccedilatildeo 7 utilizou-se o
valor de K = 091 e 120582=0154056 nm
O GSAS dispotildee de 8 tipos de funccedilotildees de background neste trabalho utilizou-se a funccedilatildeo
polinomial de Chebyshev o nuacutemero de termos variou tendo sido utilizados 20 termos na funccedilatildeo
polinomial para refinamentos com a presenccedila da fase amorfa e 6 termos apoacutes a cristalizaccedilatildeo da
fase amorfa
Para iniacutecio do refinamento no programa EXPGUI foi utilizado o diagrama de blocos da
Figura 12 e para o refinamento dos paracircmetros as correlaccedilotildees da tabela 3
35 Tratamento Teacutermico
Foi realizado um tratamento teacutermico na amostra moiacuteda por 19 horas com a finalidade
de promover o relaxamento dos defeitos e tensotildees causados durante a moagem mecacircnica e a
cristalizaccedilatildeo da fase amorfa presente A partir da temperatura ambiente 25 oC iniciou-se o
aquecimento a uma taxa de 10 oCmin A temperatura final foi de 800 oC seguindo-se do
desligamento do forno que se manteve fechado ateacute que a temperatura da amostra atingisse
25 oC Em seguida a amostra foi retirada do forno e foi realizado um DRX Utilizou-se um forno
tubular com tubo de quartzo e uma atmosfera com fluxo constante de gaacutes argocircnio ilustrado
na Figura 22
43
Figura 22 Forno utilizado para realizar o tratamento teacutermico
36 Calorimetria Diferencial de Varredura (DSC)
As medidas de DSC foram realizadas na amostra moiacuteda por 19 horas em uma ceacutelula
Netzsch modelo DSC 3500 Sirius pertencente ao Laboratoacuterio de Termo ciecircncias da UFAM
Para realizaccedilatildeo das medidas utilizou-se um fluxo de proteccedilatildeo de N2 a 50 mlmin com
temperatura inicial de 25 oC e temperatura final de 550 oC
Foram realizadas quatro medidas com as taxas de transferecircncia de calor de 25 oCmin
5 oCmin 10 oCmin e 20 oCmin Foram utilizados cadinhos (porta amostra) de alumiacutenio e a
massa meacutedia de 22 mg de amostra foi utilizada nos quatro experimentos
Na Figura 23 eacute mostrada a ceacutelula Netzsch modelo DSC 3500 Sirius onde foram
realizadas as medidas e os cadinhos sendo dois fechados e um com a amostra visiacutevel
Figura 23 Equipamento utilizado para realizar o DSC
44
4 RESULTADOS E DISCUSSOtildeES
41 Evoluccedilatildeo estrutural
A Figura 24 mostra a evoluccedilatildeo estrutural durante o processo de siacutentese conforme
descrito nos procedimentos experimentais Qualitativamente podemos ver nesta figura uma
modificaccedilatildeo gradativa dos padrotildees de difraccedilatildeo O pico mais intenso da amostra moiacuteda por 1
hora corresponde ao plano (1 0 -2) do Bi precursor
Acompanhando o comportamento deste plano em especiacutefico constata-se que entre a
primeira e a quarta hora o mesmo sofre apenas uma ligeira diminuiccedilatildeo Concomitantemente
com este decreacutescimo emergem pequenos novos picos em 2θ aproximadamente entre 28 e 35o
Com 7 horas de moagem os novos picos satildeo evidentes e foram identificados junto agrave base de
dados do ICSD como a estrutura desejada Bi3Ni grupo espacial Pnma (cartatildeo nuacutemero 391336)
Em 13 horas de moagem o pico do Bi atinge seu miacutenimo e segue estaacutevel ateacute 19 h de moagem
Dada a observaccedilatildeo da estabilizaccedilatildeo estrutural o processo foi interrompido Uma anaacutelise mais
detalhada dos difratogramas seraacute mostrada e discutida na sequecircncia
Figura 24 Padratildeo de difraccedilatildeo observado para amostra e Bi3Ni durante todo intervalo de moagem
10 20 30 40 50 60 70 80
19h
16h
1h
10h
1h
7h
4h
2(graus)
1h
13h
Inte
nsid
ade (
ua
)
45
Na Figura 25 mostramos a indexaccedilatildeo das fases na primeira hora de moagem onde foi
verificada o iniacutecio da nucleaccedilatildeo do Bi3Ni Tambeacutem eacute possiacutevel observar os picos do elemento
precursor minoritaacuterio no caso o Niacutequel (cartatildeo ICSD 64703)
Figura 25 Difratograma obtido apoacutes a primeira hora de moagem
Seguindo o processo de moagem conforme descrito nos procedimentos experimentais
a amostra foi moiacuteda por mais 3 horas totalizando 4 horas de moagem os difratogramas obtidos
satildeo apresentados nas Figuras 26 e 27 Nesta etapa jaacute natildeo eacute mais possiacutevel identificar a presenccedila
dos picos referentes ao niacutequel dessa forma somente satildeo observados os picos do bismuto e do
Bi3Ni Poreacutem como verificamos na Figura 24 a nucleaccedilatildeo da liga Bi3Ni continua ocorrendo
sistematicamente
Na Figura 26 mostramos uma comparaccedilatildeo do difratograma padratildeo de Bi3Ni (cartatildeo
nuacutemero 391336 do ICSD) com o difratograma da amostra moiacuteda por 4 horas plotados em
conjunto para destacar a nucleaccedilatildeo da fase de Bi3Ni
Na Figura 27 apresenta-se o resultado do refinamento pelo meacutetodo de Rietveld para as
4 horas de moagem Eacute possiacutevel verificar um bom acordo entre o padratildeo de DRX da amostra e
o padratildeo refinado por MR Os fatores de qualidade podem ser verificados na tabela 4 Neste
refinamento obtivemos uma fraccedilatildeo de fase equivalente a 67 de Bi e 33 de Bi3Ni
46
Figura 26 Difratograma da amostra moiacuteda durante 4 horas (curva com ruiacutedo) e o padratildeo idealizado
do Bi3Ni calculado a partir do arquivo CIF (cartatildeo ICSD no 391336)
Figura 27 Padratildeo observado no DRX (4horas) calculado e residual obtidos no refinamento pelo MR
10 20 30 40 50 60 70 80
23 24 25 26 27 28 29 30 31 32 33
Inte
nsid
ade (
ua
)
2(graus)
4 horas
CIF Bi3Ni
10 20 30 40 50 60 70 80
Experimental
Calculado
Residual
Inte
nsid
ade (
u a)
2 (graus)
4 horas
25 30 35 40 45
47
Em todas as etapas do processo de moagem foram obtidos refinamentos com iacutendices de
qualidade muito semelhantes Natildeo houve alteraccedilatildeo nos acircngulos da ceacutelula unitaacuteria do composto
de Bi3Ni que permanecerem com α= β= λ = 90o Os valores obtidos para os iacutendices de avaliaccedilatildeo
da qualidade e os paracircmetros de rede encontram-se na tabela 4
Tabela 4 Valores de Rwp e 1205362 obtidos nos refinamentos realizados durante o processo de moagem
mecacircnica para o Bi3Ni
Com os resultados obtidos nos refinamentos determinou-se as contribuiccedilotildees em
porcentagem de cada fase em funccedilatildeo do tempo de moagem Verifica-se que apoacutes a primeira
hora de moagem natildeo se identifica no difratograma a presenccedila de Ni entretanto a fase de Bi3Ni
continua nucleando indicando que ainda existe niacutequel disponiacutevel para a formaccedilatildeo desta fase
Pode-se conceber algumas hipoacuteteses para este fato A primeira refere-se agrave sensibilidade do
equipamento de DRX que natildeo identifica precisamente elementos com fraccedilatildeo de fase menor
que 10 Outa hipoacutetese provaacutevel pode ser atribuiacutea a uma adesatildeo do niacutequel nas paredes do jarro
de moagem ou nas esferas de accedilo tendo em vista sua ductilidade
Na Figura 28 foi plotado a fraccedilatildeo de cada uma das fases presentes no processo de
moagem em funccedilatildeo do tempo Fica evidente que apoacutes a primeira hora a fraccedilatildeo de fase do niacutequel
eacute zero mas continua ocorrendo a nucleaccedilatildeo do Bi3Ni que estabiliza em 13 horas
TEMPO DE MOAGEM RWP 1205362 PARAcircMETROS DE REDE DO BI3NI
a (Å) b (Å) c (Å) Volume (Å3)
4 HORAS 77 139 8890(9) 4102(1) 11502(1) 41949(6)
7 HORAS 70 137 8891(3) 4106(1) 11500(1) 41986(9)
10 HORAS 71 131 8888(1) 4104(8) 11495(1) 41939(5)
13 HORAS 65 124 8893(5) 4104(3) 11507(1) 42003(2)
16 HORAS 64 124 8888(7) 4102(9) 11499(9) 41940(1)
19 HORAS 63 123 8894(1) 4105(1) 11506(5) 42012(3)
48
Figura 28 Fraccedilatildeo das fases de Ni Bi e Bi3Ni em funccedilatildeo do tempo de moagem
Utilizando-se a equaccedilatildeo 7 com os dados obtidos no refinamento pelo MR calculou-se
o tamanho meacutedio dos cristalitos de Bi3Ni em funccedilatildeo do tempo de moagem Na Figura 29
apresenta-se em forma de um graacutefico os valores obtidos Observamos que entre a quarta e a
seacutetima hora haacute um aumento aproximado de 14 no tamanho meacutedio do cristalito pode-se
atribuir esse aumento a uma possiacutevel deformaccedilatildeo plaacutestica da amostra acarretando num
acreacutescimo da aacuterea de superfiacutecie o que aumentaria progressivamente a probabilidade de
soldagem a frio dessas partiacuteculas gerando assim um aumento do tamanho meacutedio do cristalito
Entre a seacutetima e a deacutecima hora de moagem ocorre uma reduccedilatildeo de 26 no tamanho do
cristalito maior valor percentual obtido entre intervalos de moagem Entre a deacutecima sexta e a
deacutecima nona hora haacute uma estabilizaccedilatildeo no processo de reduccedilatildeo do tamanho de cristalito
Obtivemos no final do processo uma reduccedilatildeo total de aproximadamente 59 o que representa
um tamanho meacutedio de cristalito na ordem de 2653 nm
Plota-se na Figura 29 um graacutefico com tamanho meacutedio de cristalito do composto Bi3Ni
em funccedilatildeo do tempo de moagem
0 5 10 15 20
0
20
40
60
80
100
Fra
ccedilao d
e fases (
)
Tempo de moagem ( horas)
Bi
Bi3Ni
Ni
49
Figura 29 Tamanho meacutedio de cristalito de Bi3Ni em funccedilatildeo do tempo de moagem
Natildeo houve formaccedilatildeo de novas fases ou aparentemente quaisquer outras alteraccedilotildees
significativas apoacutes a deacutecima terceira hora de moagem Os uacutenicos efeitos com a continuaccedilatildeo da
moagem foram a melhora da cristalizaccedilatildeo da fase de interesse e o aumento de intensidade do
perfil referente a fase amorfa Poreacutem o processo de moagem totalizou 19 horas a finalidade
deste intervalo apoacutes a estabilizaccedilatildeo de formaccedilatildeo da fase pretendida foi verificar a possibilidade
de oxidaccedilatildeo da amostra que ficou exposta ao ambiente durante a execuccedilatildeo do DRX
Observa-se nos difratogramas da Figura 24 a formaccedilatildeo de uma acentuada elevaccedilatildeo na
linha de base entre a faixa de 2θ que vai de aproximadamente 26deg a 36deg A forma ou perfil
dessa elevaccedilatildeo eacute um forte indicio do aparecimento de uma fase amorfa Para alcanccedilar bom
acordo nos refinamentos Rietveld foram necessaacuterios 20 termos na funccedilatildeo polinomial de
Chebyshev para descrever estas linhas de base (background)
Analisando-se portanto os difratogramas referentes agraves etapas de 10 13 16 e 19 horas
eacute possiacutevel identificar o crescimento dessa fase amorfa conforme mostramos na Figura 30
4 6 8 10 12 14 16 18 20
25
30
35
40
45
50
55
Ta
ma
nh
o m
eacuted
io d
e c
rista
lito
(n
m)
Tempo de moagem (horas)
50
Estas curvas satildeo particularmente interessantes uma vez que podemos avaliar as
distacircncias R entre os primeiros vizinhos da fase desordenada aplicando a equaccedilatildeo de Ehrenfest
que pode ser expressa como [56]
2Rsen(θ) = 123λ (14)
O maacuteximo destas curvas correspondem a 2θ ~29o o que nos leva a distacircncias aproximada
de 38 Aring Esta distacircncia natildeo fere nenhum viacutenculo de distancias entre os atamos para
Ni-Ni~248 Aring Ni-Bi~ 278 Aring Bi-Bi~308 Aring Bi-O~214 Aring
Figura 30 Comparaccedilatildeo das funccedilotildees de background para a amostra moiacuteda por 10 13 16 e 19 horas
Com objetivo de avaliar com mais detalhes a estrutura nanocristalina e amorfa
realizamos medidas de difraccedilatildeo com configuraccedilotildees que produzissem uma maior qualidade nos
dados obtidos utilizamos uma cacircmara com baixo vaacutecuo e aumentamos o tempo de aquisiccedilatildeo
dos dados
A Figura 31 mostra o padratildeo obtido para a amostra final moiacuteda por 19 horas
Destacamos a evidente fase amorfa que se forma
10 20 30 40 50 60 70 80
19 horas
16 horas
13 horas
10 horas
Inte
nsid
ade (
u a)
2 (graus)
51
Figura 31 Formaccedilatildeo da fase amorfa na amostra de Bi3Ni apoacutes 19 horas de moagem
Comparando o padratildeo de DRX obtido para amostra moiacuteda por 19 horas com o
difratograma padratildeo de Bi3Ni (cartatildeo nuacutemero 391336 do ICSD) pode-se constatar a
equivalecircncia dos picos conforme apresentada Figura 32
Com os difratogramas de maior resoluccedilatildeo verificamos a presenccedila embora em uma
pequena fraccedilatildeo de Bi (ICSD no 64703) Assim como uma ligeira sugestatildeo da existecircncia de
Bi2O3 (ICSD no 41764) vislumbra-se essa fase em virtude da possiacutevel oxidaccedilatildeo da amostra
devido as sucessivas aberturas do jarro de moagem para realizaccedilatildeo do DRX entretanto
diferentemente do que se percebe para o bismuto natildeo haacute nenhum pico referente ao oxido de
bismuto
Na posiccedilatildeo de 2θ~27o existe um pico caracteriacutestico do Bi2O3 entretanto mesmo com a
melhor resoluccedilatildeo do DRX natildeo eacute possiacutevel distinguir claramente a fase do oxido de bismuto
assim durante o processo de refinamento pelo MR natildeo foi adicionada a fase relativa ao oxido
O refinamento pelo meacutetodo de Rietveld referente a amostra moiacuteda por 19h encontra-se
na Figura 33 percebe-se a boa concordacircncia obtida para a fase de interesse Bi3Ni e a fase
20 30 40 50 60 70 80
Bi
Inte
nsid
ade (
u a)
2 (graus)
Bi
20 25 30 35 40 45
52
amorfa O asterisco indicando o pico principal do Bi salienta que essa fase por contribuir
modestamente em um difratograma tatildeo complexo natildeo eacute bem ajustada
Figura 32 Difratograma da amostra moiacuteda 19h em conjunto com os CIFs de o Bi3Ni Bi e Bi2O3
Figura 33 Difratograma da amostra moiacuteda 19h e refinada por meacutetodo de Rietveld partindo dos CIFs
do Bi3Ni Bi
20 30 40 50 60 70 80
19 horas
Bi3Ni
Bi
Bi2O
3
In
tensid
ade (
u a)
2 (graus)
25 30 35 40
20 30 40 50 60 70 80
Experimental (19h)
Calculado
Residual
Inte
nsid
ade (
u a)
2 (graus)
20 25 30 35 40 45 50
53
Os trabalhos cientiacuteficos que versam sobre a produccedilatildeo e a caracterizaccedilatildeo do composto
Bi3Ni descrevem que a siacutentese pode ser realizada por vaacuterios mecanismos normalmente as
metodologias mais usadas para obtenccedilatildeo envolvem os processos em meio quiacutemico a
eletrodeposiccedilatildeo e a solidificaccedilatildeo raacutepida Em alguns casos utilizou-se longos processos teacutermicos
que envolvem a permanecircncia da amostra num forno de resistecircncia a 1100 degC durante 3 dias
[13] ou processos de sinterizaccedilatildeo com recozimento a vaacutecuo a temperatura de 1000 degC por 24
horas [15] Relata-se tambeacutem que conforme ocorreu neste trabalho algumas amostras
apresentam pequenos traccedilos de Bi em sua composiccedilatildeo final [13]
Dessa forma o primeiro desafio desse trabalho foi produzir uma fase uacutenica de Bi3Ni por
meio da moagem mecacircnica entretanto verificou-se no resultado obtido no DRX e no
refinamento pelo MR que a fase de Bi3Ni embora apresente uma fraccedilatildeo de 999 ainda possui
leves traccedilos do pico mais intenso de bismuto (indicado por um asterisco na Figura 33) Uma
proposta futura seria portanto acrescentar uma pequena quantidade de Ni para interagir com
esse Bi remanescente
42 Medidas de DRX in situ
Com o objetivo de estudar a estabilidade teacutermica e acompanhar a evoluccedilatildeo estrutural da
amostra em funccedilatildeo da temperatura foram realizadas medidas de DRX in situ conforme
descrito nos procedimentos experimentais A Figura 34 apresenta os quatro difratogramas
obtidos
A temperatura de 25 oC observa-se uma fase uacutenica do composto Bi3Ni (com jaacute
mencionado anteriormente a amostra possui uma leve indicaccedilatildeo da presenccedila de bismuto) que
possui estrutura ortorrocircmbica e grupo espacial Pnma eacute a mesma apresentada na Figura 32
A medida que aumentamos a temperatura conforme descrito na seccedilatildeo 3 Figura 21
inicia-se uma transformaccedilatildeo do composto inicial para o crescimento da fase tetragonal de Bi2O3
(ICSD no 41764) e da fase precursora de Bi Essa alteraccedilatildeo na composiccedilatildeo da amostra ocorre
em virtude da degradaccedilatildeo da fase Bi3Ni que conforme eleva-se a temperatura tem sua fraccedilatildeo
diminuiacuteda conforme verifica-se na Figura 36 Embora as medidas in situ terem sido feitas em
baixo vaacutecuo natildeo foi impedido o crescimento do Bi2O3
54
Na Figura 34 encontram-se plotados os DRX referentes as medidas realizadas em 25o
250o 300o e 350 oC as curvas foram deslocadas verticalmente para melhor comparaccedilatildeo
Figura 34 Padratildeo observado nos DRX da amostra submetida a aquecimento
A temperatura de 250 oC temos a ocorrecircncia de trecircs fases Bi3Ni Bi2O3 e Bi
O refinamento estrutural pelo meacutetodo de Rietveld estaacute mostrado na Figura 35 Mesmo tratando-
se de uma amostra com um elevado nuacutemeros de pico aleacutem da presenccedila de uma fase amorfa o
acordo entre o experimental e o calculado eacute notaacutevel Os valores dos iacutendices de avaliaccedilatildeo da
qualidade do refinamento referentes as quatro medidas realizadas encontram-se na tabela 5
20 30 40 50 60 70 80
350 0C
300 0C
250 0C
Inte
nsid
ade (
ua
)
2 (graus)
25 0C
55
Figura 35 Padratildeo obtidos no refinamento pelo MR para amostra aquecida a 250 0C
Tabela 5 Valores de Chi2 e de Rwp obtidos nos refinamentos realizados durante o processo de
aquecimento
A temperatura de 300 oC comeccedila a formaccedilatildeo da uma nova fase cubica de grupo espacial
I23 o Bi12NiO19 em detrimento da diminuiccedilatildeo da fase de Bi3Ni Aleacutem do aumento da fraccedilatildeo
da fase de Bi2O3
Temperatura de realizaccedilatildeo da medida Rwp 1205362
25 0C 69 23
250 0C 83 18
300 0C 98 26
350 0C 99 25
10 20 30 40 50 60 70 80
Inte
nsid
ade (
ua
)
2 (graus)
Experimental
Calculado
Residual
250 0C
25 30 35 40
56
O uacuteltimo DRX foi realizado a 350 oC a principal alteraccedilatildeo dessa medida refere-se ao
fato da inexistecircncia de picos referentes agrave fase Bi3Ni A fase majoritaacuteria torna-se agora a fase
referente ao Bi e a fase Bi12NiO19 (indexado na base de dados PDF2 mas natildeo na base de dados
ICSD) permanece estaacutevel isto eacute sem alteraccedilotildees significativas em sua fraccedilatildeo O fato de estarem
presentes picos referentes ao Bi mesmo apoacutes termos ultrapassado a temperatura de fusatildeo pode
ser explicado levando-se em consideraccedilatildeo a baixa condutividade teacutermica do bismuto aliado ao
excesso de defeitos produzidos na moagem assim natildeo obteve-se a fusatildeo do elemento
Utilizamos os dados obtidos nos refinamentos para plotar o graacutefico exposto na Figura
36 onde eacute possiacutevel observar a fraccedilatildeo de cada fase em funccedilatildeo da temperatura de execuccedilatildeo do
DRX Percebe-se a raacutepida decomposiccedilatildeo da fase de Bi3Ni que entre 250 oC e 350 oC apresenta
uma reduccedilatildeo percentual de aproximadamente 88 concomitantemente ao crescimento
percentual da fase de Bi
Figura 36 Fraccedilotildees de fase em funccedilatildeo da temperatura de realizaccedilatildeo do DRX in situ
O DRX realizado na amostra a 350 oC eacute mostrado na Figura 37 em conjunto aos CIFs
das fases constituintes Para a fase Bi12NiO19 natildeo foi encontrado o CIF no banco de dados do
Inorganic Crystal Structure Database (ICSD) Para refinar utilizando o meacutetodo de Rietveld
partimos do protoacutetipo estrutural de Bi26-x Mx O40-y (M = Mg Al Co Ni) O CIF desta fase
25 75 125 175 225 275 325 375
0
20
40
60
80
100
Fra
ccedilao d
e F
ases (
)
Temperatura (0C)
Bi3Ni
Bi2O
3
Bi
Bi12
NiO19
57
resultante estaacute mostrado em vermelho na Figura 37 e uma representaccedilatildeo da ceacutelula unitaacuteria na
Figura 38 os aacutetomos de oxigecircnio estatildeo representados na cor vermelha e o niacutequel em verde
Figura 37 Padratildeo observado no DRX da amostra em 350 oC em comparaccedilatildeo com o CIF das fases
constituintes
Figura 38 Projeccedilatildeo do eixo a e em perspectiva do Bi12NiO19
10 20 30 40 50 60 70 80
Inte
nsid
ade (
ua
)
2(graus)
350 graus
Bi2O
3
Bi
Bi12
NiO19
20 25 30 35 40 45 50 55
58
O refinamento estrutural utilizando estas fases estaacute mostrado na Figura 39 e os valores
referentes aos paracircmetros de rede obtidos para o refinamento da fase Bi12NiO19 constam na
tabela 6
Figura 39 Padratildeo obtidos no refinamento pelo MR para amostra aquecida a 350 0C
Tabela 6 Paracircmetros da ceacutelula unitaacuteria da estrutura Bi12NiO19
A Figura 40 conteacutem as fotografias retiradas do forno do difratocircmetro antes e apoacutes a
realizaccedilatildeo da medida Eacute possiacutevel verificar que a amostra devido a dilataccedilatildeo volumeacutetrica e a
fusatildeo do bismuto transborda o porta amostra
Paracircmetros de Rede a = b=c=10258(8) Aring
Acircngulos α = β = γ = 900
Volume da ceacutelula 107966(2) Aring3
Grupo de simetria Cuacutebico
Grupo espacial I23
10 20 30 40 50 60 70 80
Inte
nsid
ade (
ua
)
2 (graus)
Calculado
Experimental
Residual
350 0C
20 25 30 35 40 45
59
Figura 40 Fotografia do forno do DRX antes a apoacutes a realizaccedilatildeo das medidas
43 Calorimetria Diferencial de Varredura (DSC)
Com a finalidade de estudar e melhor entender a evoluccedilatildeo estrutural da amostra
observada nas medidas in situ realizou-se medidas DSC conforme descrito nos procedimentos
experimentais a temperatura final foi de 550 oC
Na Figura 41 mostramos as medidas DSC feitas em diferentes taxas de aquecimento
realizadas na amostra moiacuteda por 19 horas Em todas as 4 medidas vemos comportamentos
exoteacutermicos e endoteacutermicos Os picos endoteacutermicos ocorreram a uma temperatura aproximada
de 270 0C temperatura essa equivalente ao ponto de fusatildeo do bismuto e foram atribuiacutedos a
fusatildeo do Bi ocorrida em duas etapas
Comparando-se os resultados obtidos nas medidas in situ onde observamos a nucleaccedilatildeo
de uma nova fase a partir da temperatura de 250 oC com os resultados obtidos no DSC podemos
concluir que o pico exoteacutermico presente no termograma corresponde agrave nucleaccedilatildeo da fase de
Bi2O3
Com a finalidade de calcular a energia de ativaccedilatildeo (Ea) necessaacuteria para promover essa
nucleaccedilatildeo aplicamos a metodologia proposta por Kissinger [2] Conforme indicado na Figura
41 as 4 medidas foram feitas com taxas de aquecimento de 25 5 10 e 20 oCmin
60
A Figura 42 mostra em detalhes a Figura 41 onde vemos os valores das temperaturas
de pico de cristalizaccedilatildeo (Tc) e as referidas taxas de aquecimento (120591) Como era esperado a
medida que a taxa de aquecimento aumenta a temperatura de pico tambem aumenta
Figura 41 Termograma DSC plotados em conjunto para os diferentes fluxos de calor
Figura 42 Espectros DSC com as temperaturas de pico e suas respectivas taxas de aquecimento
100 150 200 250 300 350 400 450 500 550
250Cmin
50Cmin
100Cmin
fluxo d
e c
alo
r (u
a)
Temperatura (0C)
200Cmin
exo
230 235 240 245 250 255 260 265 270 275 280 285
250Cmin
50Cmin
100Cmin
fluxo d
e c
alo
r (u
a )
Temperatura (0C)
242 0C
252 0C
266 0C
278 0C
200Cmin
exo
61
Com os dados fornecidos na Figura 42 pode-se calcular a energia de ativaccedilatildeo referente
a nucleaccedilatildeo da fase de Bi2O3 Plotando-se um graacutefico linear de ln(120591
1198791198882) versus
1
119879119888 onde o
coeficiente angular eacute (minus119864119886
119877) obteacutem-se a energia de ativaccedilatildeo A Figura 43 apresenta a
linearizaccedilatildeo da equaccedilatildeo 16 de onde se obteacutem a energia de ativaccedilatildeo do processo de nucleaccedilatildeo
do Bi2O3
Figura 43 Graacutefico linear do ln(120591
1198791198882) versus
1
119879119888
Logo considerando as relaccedilotildees anteriormente definidas eacute possiacutevel calcular a energia de
ativaccedilatildeo uma vez que m = (minus119864119886
119877) e R = 831 jmol K Desse modo a energia de ativaccedilatildeo
necessaacuteria para promover a nucleaccedilatildeo da fase Bi2O3 eacute de 12465 kJmol
A metodologia proposta permitiria tambeacutem calcular a energia de ativaccedilatildeo necessaacuteria
para cristalizar a fase amorfa as medidas de DSC foram planejadas ateacute a temperatura de
550 oC devido a limitaccedilotildees do equipamento poreacutem como fica evidente na Figura 41 natildeo se
observa nenhum pico exoteacutermico apoacutes os 350 oC que se possa estar associado a cristalizaccedilatildeo da
fase amorfa O pico exoteacutermico existente como jaacute mencionado ocorreu a uma temperatura que
variou de 242 0C agrave 278 0C e refere-se agrave nucleaccedilatildeo de fase
182 184 186 188 190 192 194
-115
-110
-105
-100
-95
ln (
T2 c)
1Tc (10
-3 k
-1)
62
44 Tratamento teacutermico
Apoacutes a realizaccedilatildeo das medidas de DRX in situ e das medidas de DSC a fase amorfa
ainda se encontrava presente assim foi realizado um tratamento teacutermico com a finalidade de
promover a cristalizaccedilatildeo da fase amorfa presente
O tratamento teacutermico foi realizado a uma taxa constante de 10 0Cmim ateacute a temperatura
de 800 0C com a atmosfera protegida por gaacutes argocircnio Na Figura 44 apresenta-se o difratograma
da amostra realizado apoacutes o do tratamento teacutermico vemos no detalhe que a acentuada elevaccedilatildeo
na linha de base entre a faixa de 2θ que vai de aproximadamente 26deg agrave 36deg e que corresponde
a fase amorfa desapareceu completamente
Figura 44 Difratograma da amostra apoacutes tratamento teacutermico
Para a amostra tratada termicamente foram identificadas trecircs fases similar ao observado
nas medias in situ a 350 oC foram identificadas a fase cuacutebica Bi12NiO19 a fase tetragonal de
Bi2O3 (ICSD no 41764) e a fase romboeacutedrica de Bismuto (ICSD no 64703) Na Figura 45
apresentamos o padratildeo observado plotado juntamente com o CIF das 3 fases identificadas
10 20 30 40 50 60 70 80
Inte
nsid
ad
e (
ua
)
2 (graus)
Pos Tratamento Teacutermico
20 25 30 35 40 45 50 55 60
63
Figura 45 Difratograma da amostra apoacutes tratamento teacutermico em conjunto com os CIFs de Bi Bi2O3 e
Bi12NiO19
Pode-se verificar no padratildeo do difratograma da Figura 45 que pelo formato da linha de
base obtida ocorreu a cristalizaccedilatildeo da fase amorfa e as fases identificadas correspondem aos
picos presentes no DRX da amostra
O refinamento realizado pelo MR confirmou a identificaccedilatildeo das fases contidas na
amostra no sentido da exata correspondecircncia entre os picos obtidos nos padrotildees calculados e
observados As fraccedilotildees das fases da amostra que sofreu tratamento teacutermico em comparaccedilatildeo com
as fraccedilotildees obtidas no DRX in situ estatildeo apresentados na tabela 7
Tabela 7 Fraccedilotildees das fases apoacutes tratamento teacutermico e DRX in situ a 350 oC
Fraccedilatildeo das fases Tratamento Teacutermico DRX in situ a 350 oC
Bi12NiO19 90 137
Bi2O3 89 20
Bi 11 663
10 20 30 40 50 60 70 80
Inte
nsid
ade (
ua
)
2 (graus)
Observado
Bi
Bi2O
3
Bi12
NiO19
25 30 35 40 45 50 55
64
O aumento da temperatura propicia a nucleaccedilatildeo das fases de Bi2O3 e Bi12NiO19 em
detrimento da diminuiccedilatildeo da fase Bi3Ni
O refinamento pelo meacutetodo de Rietveld para amostra que sofreu tratamento teacutermico
apresentou uma boa concordacircncia para os perfis calculado e experimental Nesse refinamento
foi utilizado o CIF modificado de Bi12NiO19 Na Figura 46 temos o padratildeo experimental e o
calculado obtidos no refinamento pelo MR
Figura 46 Padratildeo observado e experimental refinado pelo MR para amostra tratada termicamente
Compara-se na Figura 47 os difratogramas obtidos para amostra tratada termicamente e
para o DRX in situ a temperatura de 350 oC eacute possiacutevel identificar a correspondecircncia entre os
picos entretanto eacute notaacutevel a diferenccedila na linha de base do difratograma referente ao DRX in
situ contra o DRX da amostra submetida a tratamento teacutermico Pode-se concluir que para
ocorrer a cristalizaccedilatildeo da fase amorfa eacute necessaacuterio que a temperatura do tratamento teacutermico seja
superior a 550 0C
10 20 30 40 50 60 70 80
Inte
nsid
ade (
ua
)
2 (graus)
Calculado
Experimental
Residual
Pos Tratamento Teacutermico
65
Outro fenocircmeno perceptiacutevel eacute o deslocamento em 2θ da posiccedilatildeo dos picos O
difratograma da amostra que foi ao forno do DRX tem a posiccedilatildeo dos seus picos deslocados para
direita em comparaccedilatildeo ao observado no CIF do Bi12NiO19 e no DRX da amostra que passou
por tratamento teacutermico Podemos associar esse deslocamento a contraccedilatildeo do volume da ceacutelula
unitaacuteria Considerando o valor padratildeo do volume do composto Bi12NiO19 constante na tabela
5 ocorreu uma reduccedilatildeo de volume de aproximadamente 155 para amostra tratada
termicamente e uma variaccedilatildeo positiva de 005 para amostra do DRX in situ Na Figura 47
plotamos juntos os difratogramas da amostra tratada termicamente da amostra que realizou a
medida in situ a 350 0C e o CIF do Bi12NiO19
Figura 47 Difratogramas das amostras apoacutes tratamento teacutermico e DRX in situ em conjunto com o
CIF do Bi12NiO19
O tratamento teacutermico realizado produziu o resultado esperado cristalizando a fase
amorfa As fases presentes na amostra apoacutes a realizaccedilatildeo do tratamento estatildeo em conformidade
agraves encontradas nas medidas de DRX in situ
20 30 40 50 60 70 80
Bi
Inte
nsid
ade (
u a)
2 (graus)
Bi
20 25 30 35 40 45
66
5 CONCLUSAtildeO
A sintetizaccedilatildeo do composto nanoestruturado de Bi3Ni foi realizado de modo eficiente
apoacutes 13 horas de moagem mecacircnica
As medidas de difraccedilatildeo de Raio X possibilitaram acompanhar a evoluccedilatildeo estrutural e a
nucleaccedilatildeo da fase de Bi3Ni O refinamento realizado pelo Meacutetodo de Rietveld proporcionou a
quantificaccedilatildeo dos paracircmetros cristalograacuteficos tais como paracircmetros de rede volume da ceacutelula
unitaacuteria fraccedilatildeo das fases presentes e tamanho de cristalito Os fatores de qualidade e
convergecircncia alcanccedilaram valores satisfatoacuterios correspondendo a exata simulaccedilatildeo do padratildeo
observado
A anaacutelise teacutermica realizada por meio das medidas de DRX in situ permitiu o estudo da
estabilidade teacutermica e o acompanhamento da evoluccedilatildeo estrutural da amostra em funccedilatildeo da
temperatura Foi possiacutevel identificar duas novas fases presentes o Bi2O3 e Bi12NiO19 nucleadas
agraves custas da fase de Bi3Ni Na temperatura de 350 oC a amostra eacute composta das fases Bi12NiO19
Bi2O3 e Bi
As medidas de DSC realizadas ateacute a temperatura de 550 oC e com quatro diferentes
taxas de aquecimento foram utilizadas para se calcular com o uso da equaccedilatildeo de Kissinger a
energia de ativaccedilatildeo (Ea) necessaacuteria para promover a nucleaccedilatildeo do composto Bi12NiO19 que eacute de
12465 kJmol
O tratamento teacutermico no forno ateacute 800 oC promoveu o relaxamento dos defeitos e
tensotildees causadas durante a moagem mecacircnica e a cristalizaccedilatildeo da fase amorfa natildeo sendo mais
possiacutevel identificar no DRX realizado o perfil referente a essa fase Identificou-se novamente a
fase Bi12NiO19 aleacutem da ocorrecircncia das fases de Bi2O3 e Bi jaacute identificadas nas medidas de
DRX in situ confirmando a consistecircncia dos resultados obtidos por dois ensaios diferentes
Pocircde-se verificar o mesmo fenocircmeno em todos os ensaios que envolveram o
aquecimento da amostra Ao aquecer-se o Bi3Ni ocorre um processo de oxidaccedilatildeo que resulta
na formaccedilatildeo da fase de Bi2O3 e a fase de Bi12NiO19 todas associadas ao consumo de Bi da fase
Bi3Ni
Para realizaccedilatildeo de estudos futuros com o intuito de se obter a fase uacutenica de Bi3Ni
pode-se alterar ligeiramente as massas dos produtos com a adiccedilatildeo de um pouco de niacutequel
67
Pode-se melhorar o controle das condiccedilotildees de realizaccedilatildeo dos tratamentos teacutermicos com o
intuito de se evitar a oxidaccedilatildeo A realizaccedilatildeo de medidas de DSC ateacute a temperatura de 800 0C
poderaacute revelar picos exoteacutermicos e propiciar condiccedilotildees para se calcular a energia necessaacuteria
para promover a cristalizaccedilatildeo da fase amorfa
68
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19
Eacute bem conhecido que a natureza procura estados fiacutesicos com a menor variaccedilatildeo da
energia livre de Gibbs Assim as substacircncias sob moagem mecacircnica podem ser transformadas
em novas substacircncias ou mudarem de fases cristalograacuteficas visando alcanccedilar esses estados de
menor energia Sabe-se que tais mudanccedilas envolvem determinados mecanismos fiacutesicos como
por exemplo difusatildeo atocircmica atraveacutes de contornos de gratildeos Os mecanismos fiacutesicos envolvidos
no processo SM ainda natildeo satildeo completamente entendidos [9]
Do ponto de vista estrutural cada poacute constituindo a mistura pode ser visto como sendo
formado por duas componentes uma cristalina que eacute sua estrutura cristalograacutefica original e
outra formada pelos centros de defeitos que eacute chamada de componente interfacial Em geral
nos materiais nanoestruturados a componente interfacial ou contornos de gratildeo podem
corresponder a ateacute 50 do volume do material [10]
A Figura 8 ilustra esquematicamente os cristalitos formado por ciacuterculos pretos e o
contorno de gratildeo por ciacuterculos brancos
Figura 8 Modelo de um material nanomeacutetrico Os ciacuterculos pretos e brancos representam
respectivamente a componente cristalina e a interfacial [10]
Embora a sistemaacutetica de preparaccedilatildeo e execuccedilatildeo da SM pareccedila ser simples o processo
possui diversas variaacuteveis que satildeo determinantes na qualidade e nas caracteriacutesticas do produto
final
A dimensatildeo das esferas utilizadas no processo interfere na eficiecircncia de moagem
Esferas grandes otimizam o processo desde que associadas a uma velocidade que permita a
20
transferecircncia da energia de impacto as partiacuteculas do poacute Aleacutem da dimensatildeo a massa das esferas
tambeacutem influencia no resultado final
A BPR (ball-to-powder weight ratio) ou razatildeo entre a massa das esferas e a massa do
poacute possui um efeito significante no tempo necessaacuterio para alcanccedilar uma fase particular na
amostra que estaacute sendo moiacuteda A BPR eacute inversamente proporcional ao tempo exigido na
moagem os valores de BPR podem variar de 11 ateacute valores de 220 1 Contudo BPR muito
grande pode gerar reaccedilotildees indesejaacuteveis como aumento na geraccedilatildeo de calor o que afetaria a
constituiccedilatildeo do poacute [2627]
A velocidade de rotaccedilatildeo do moinho estaacute diretamente associada agrave energia aplicada
atraveacutes de colisotildees das esferas com a amostra assim como na temperatura de processo da SM
Cada moinho possui uma velocidade criacutetica que define a otimizaccedilatildeo do desempenho do
processo Dessa forma deve-se analisar o quanto pode ser vantajoso ou prejudicial uma
temperatura elevada durante o processo da SM
Em alguns casos onde a difusatildeo eacute exigida para promover a homogeneizaccedilatildeo eou fusatildeo
do poacute pode ser vantajosa a elevaccedilatildeo da temperatura Poreacutem em outros casos o aumento da
temperatura pode acelerar o processo de transformaccedilatildeo e resultar na decomposiccedilatildeo de soluccedilotildees
soacutelidas supersaturadas ou outras fases metaestaacuteveis formadas durante a moagem tornando-se
uma desvantagem [26 27]
O paracircmetro mais importante para otimizaccedilatildeo do processo de siacutentese mecacircnica eacute a
determinaccedilatildeo do tempo de execuccedilatildeo Normalmente o tempo de moagem eacute escolhido com o
propoacutesito de conseguir um estado intermediaacuterio entre os estados de fratura e a fusatildeo a frio das
partiacuteculas do poacute A determinaccedilatildeo do tempo seraacute feita com base em vaacuterios paracircmetros como os
anteriormente mencionados Por isso eacute importante considerar que o niacutevel de contaminaccedilatildeo
pode aumentar e algumas fases indesejaacuteveis podem ser formadas quando o poacute eacute moiacutedo por
tempos maiores que o necessaacuterio [27]
A descriccedilatildeo das variaacuteveis adotadas durante o processo de SM eacute fundamental para
garantir a reprodutibilidade bem como para o estudo das influencias que cada paracircmetro pode
exercer sobre as caracteriacutesticas da amostra apoacutes o termino do processo [282930]
Assim apresenta-se na tabela 1 os principais paracircmetros relacionados a
reprodutibilidade do processo de siacutentese mecacircnica
21
Tabela 1 Principais variaacuteveis envolvidas no processo de siacutentese mecacircnica
24 Difraccedilatildeo de Raios X
A difraccedilatildeo de Raios X (DRX) eacute uma teacutecnica poderosa utilizada principalmente quando
se deseja realizar a caracterizaccedilatildeo estrutural de materiais Entretanto sua aplicaccedilatildeo eacute bem mais
ampla e versaacutetil sendo utilizada tambeacutem em aacutereas como a fiacutesica quiacutemica geologia
biotecnologia
Os raios X possuem energia suficiente para penetrarem nos soacutelidos e dessa forma se
mostram apropriados para investigarem estruturas internas Pode-se gerar raios X em
laboratoacuterio tanto pela desaceleraccedilatildeo dos eleacutetrons num alvo metaacutelico quanto pela excitaccedilatildeo dos
eleacutetrons dos aacutetomos alvo O primeiro processo fornece um espectro continuo e largo o segundo
fornece linhas acentuadas no espectro O meacutetodo normalmente utilizado nos equipamentos de
laboratoacuterio consiste em gerar os raios X fazendo com que um eleacutetron de alta energia gerado no
caacutetodo do tubo catoacutedico colida com um alvo metaacutelico acircnodo [31]
O feixe de raios X possui comprimento de onda (λ) caracteriacutestico que varia de acordo
com o material do acircnodo Para aplicaccedilotildees em cristalografia os comprimentos de onda mais
utilizados variam de 05 a 25 Ǻ Tal fato se justifica em virtude da proximidade desses valores
as menores distancias interatocircmicas observadas em materiais orgacircnicos e inorgacircnicos
PARAcircMETROS ENVOLVIDOS NO PROCESSO
1 Tipo de moinho usado
2 Tipo e material dos recipientes de moagem
3 Velocidade de moagem
4 Tempo de moagem
5 A BPR
6 Atmosfera de moagem
7 Agentes de controle de processo
8 Temperatura de moagem
22
O processo fiacutesico de espalhamento de difraccedilatildeo de raios X eacute o espalhamento elaacutestico dos
foacutetons pelos aacutetomos do material analisado que estatildeo dispostos na rede cristalina O
espalhamento ocorre quando o feixe de raios X atinge as nuvens eletrocircnicas que formam os
planos de um soacutelido cristalino em um determinado acircngulo onde uma porccedilatildeo da radiaccedilatildeo eacute
espalhada pela camada de aacutetomos superficiais e a outra parte do feixe natildeo espalhada penetra
na segunda camada de aacutetomos onde outra fraccedilatildeo eacute espalhada e o restante passa para terceira
camada e assim sucessivamente [3132] Pode-se observar uma representaccedilatildeo desse fenocircmeno
na Figura 9
Figura 9 Representaccedilatildeo geomeacutetrica da Lei de Bragg [28]
A teoria baacutesica que define o estudo de materiais cristalinos por difraccedilatildeo de raios X
baseia-se no princiacutepio de que as distribuiccedilotildees espaciais dos eleacutetrons no material definem
diferentes planos atocircmicos portanto esses planos atocircmicos espalham os raios X ndash vistos como
ondas ndash causando interferecircncia construtiva e destrutiva que se manifestam no padratildeo de raios
X como maacuteximos e miacutenimos respectivamente [33]
A ocorrecircncia de maacuteximos e miacutenimos pode ser explicada utilizando-se a Lei de Bragg
Utilizando o auxiacutelio geomeacutetrico da Figura 9 pode-se verificar que o caminho oacutetico percorrido
pelos raios X incidentes no primeiro plano do material eacute diferente do caminho percorrido pelos
feixes refratados no segundo plano A diferenccedila de caminho (δ) pode ser descrita como
δ = 2dhkl119904119890119899120579 (1)
Essa diferenccedila de percurso gera uma diferenccedila de fase (∆120593) entre as ondas refletidas que pode
ser expressa por
23
∆120593 = 2120587 δλfrasl (2)
onde λ eacute o comprimento de onda do feixe de raios X incidente Para um cristal perfeito e infinito
haveraacute interferecircncia construtiva somente quando δ = nλ onde n eacute um nuacutemero inteiro
Dessa forma a condiccedilatildeo para ocorrecircncia de interferecircncia construtiva pode ser expressa como
2119889ℎ119896119897119904119890119899120579 = 119899 λ (3)
Essa relaccedilatildeo eacute conhecia como a Lei de Bragg
Desse modo se o cristal for rotacionado cada conjunto de planos iraacute difratar a radiaccedilatildeo
quando o valor de 2dsenθ satisfizer a equaccedilatildeo Assim os dados de difraccedilatildeo satildeo coletados para
o cristal como um todo O arranjo de feixes difratados considerados em conjunto eacute
denominado padratildeo de difraccedilatildeo de cristal Se o material analisado estiver na forma de um poacute
de pequenos cristalitos aleatoriamente arranjados cada cristalito iraacute produzir seu proacuteprio padratildeo
de difraccedilatildeo [34]
Um ponto importante a ser considerado eacute que a intensidade determinada
experimentalmente definida como a intensidade total de cada difraccedilatildeo e que corresponde as
aacutereas delimitadas pelas respectivas curvas eacute maior que a prevista pela Lei de Bragg Tal
diferenccedila entre o padratildeo real e o previsto por Bragg reside no fato de o cristal natildeo ser perfeito
e nem infinito aleacutem dos feixes de raios X natildeo serem totalmente monocromaacuteticos e a radiaccedilatildeo
incidente natildeo corresponder a feixes perfeitamente paralelos Por tudo isso ao se observar um
padratildeo de raios X verifica-se que os picos possuem a forma de uma funccedilatildeo Gaussiana e natildeo a
de uma funccedilatildeo delta como previsto pela lei de Bragg Assim para valores ligeiramente
diferentes dos acircngulos de Bragg ocorreraacute tambeacutem difraccedilatildeo [35]
Se o material analisado for um liacutequido ou um soacutelido natildeo cristalino (amorfo) o padratildeo
obtido se caracteriza por uma quase completa ausecircncia de periodicidade uma certa ordem
apenas a pequenas distacircncias (de curto alcance) e uma preferecircncia estatiacutestica para uma distacircncia
interatocircmica particular Como consequecircncia os padrotildees tendem a possuir apenas um ou dois
picos alargados
Na Figura 10 ilustra-se as diferenccedilas tiacutepicas observadas nos padrotildees de difraccedilatildeo para
amostras de um cristal perfeito (A) um cristal real (B) e um liquido ou material amorfo (C)
24
Figura 10 Padratildeo de difraccedilatildeo para Cristal perfeito cristal real e liquido ou amorfo respectivamente
O estudo da direccedilatildeo e da intensidade do feixe difratado eacute importante pois permite obter
conclusotildees sobre o fator de estrutura de materiais cristalinos e de materiais amorfos As
intensidades relativas da difraccedilatildeo de estruturas cristalinas dependem do conteuacutedo da ceacutelula
unitaacuteria quanto ao nuacutemeros de eleacutetrons nos aacutetomos posiccedilotildees atocircmicas e da distribuiccedilatildeo
eletrocircnica nos aacutetomos Tem-se entatildeo o fator de estrutura que estaacute diretamente relacionado com
a intensidade das ondas espalhadas no fenocircmeno de difraccedilatildeo em materiais
241 Difratocircmetro
O difratocircmetro eacute constituiacutedo basicamente por um tubo de raios X um porta amostra
onde se incide a radiaccedilatildeo e um detector moacutevel Nos equipamentos modernos a geometria de
Bragg-Brentano se manteacutem com a diferenccedila de que a amostra permanece na posiccedilatildeo horizontal
podendo se movimentar apenas quando se utiliza um sistema de rotaccedilatildeo horizontal sobre o eixo
da amostra Nessa geometria um feixe de radiaccedilatildeo monocromaacutetica incide na amostra em forma
de poacute rotacionada de um acircngulo θ enquanto os dados satildeo coletados por um detector que se
move de 2θ [3637]
Uma representaccedilatildeo esquemaacutetica do funcionamento de um difratocircmetro pode ser vista
na Figura 11 Neste esquema verifica-se que o feixe de Raios X gerado pela fonte (A) sai do
tubo passando pela janela de beriacutelio em forma de uma linha O mesmo passa pela fenda soller
de placas paralelas passando em seguida pela fenda divergente e pela maacutescara que controlam
25
a aacuterea dos Raios X que incidem sobre a amostra (B) O feixe difratado passa pelas fendas anti-
espalhamento de recebimento e soller incidindo no detector (C) apoacutes passar por um
monocromador [353637]
Figura 11 Representaccedilatildeo esquemaacutetica de um Difratocircmetro [35]
As fendas soller tecircm como funccedilatildeo diminuir a divergecircncia axial de um feixe de raios X
A fenda divergente eacute utilizada para limitar a divergecircncia lateral do feixe de raios X de modo
que a superfiacutecie da amostra receba o maacuteximo possiacutevel da radiaccedilatildeo e ao mesmo tempo a
irradiaccedilatildeo do porta amostra seja evitada A maacutescara tem a funccedilatildeo de limitar a aacuterea linear
iluminada sobre a amostra [3839]
O feixe difratado eacute normalmente expresso atraveacutes de picos que se destacam do
background (ou linha de base) registrados num difratograma de intensidade versus o acircngulo
2θ As intensidades obtidas em acircngulos 2θ representadas atraveacutes dos picos nos difratogramas
correspondem agrave difraccedilatildeo do feixe incidente por um determinado conjunto de planos do cristal
que possuem mesma distacircncia interplanar cada qual com iacutendices de Miller hkl (reflexotildees hkl)
A intensidade a posiccedilatildeo angular (2θ) ou distacircncia interplanar (d) e o perfil satildeo as informaccedilotildees
obtidas de cada pico Cada composto cristalino apresenta um padratildeo difratomeacutetrico
caracteriacutestico permitindo sua identificaccedilatildeo atraveacutes das posiccedilotildees angulares e intensidades
relativas dos picos difratados [3639]
Na tabela 2 apresentam-se alguns fatores instrumentais e seus efeitos sobre as posiccedilotildees
forma e larguras dos picos de difraccedilatildeo [414243]
26
Tabela 2 Relaccedilatildeo entre os fatores instrumentais e os efeitos sobre os picos de DRX
25 Meacutetodo de Rietveld
O fiacutesico holandecircs Hugo M Rietveld desenvolveu em 1969 um meacutetodo para refinar
estruturas cristalinas a partir de modelos teoacutericos e de padrotildees de raios X (DRX) ou de necircutrons
[44 45]
O modelo matemaacutetico utilizado no Meacutetodo de Rietveld (MR) refina os perfis teoacutericos
dos picos de difraccedilatildeo de forma que estes perfis se aproximem dos perfis medidos O refinamento
possibilita determinar as propriedades cristalograacuteficas do material analisado como por
exemplo orientaccedilotildees preferenciais (textura) em alguns casos o tamanho meacutedio e a
microdeformaccedilatildeo de cristalitos e as dimensotildees da cela unitaacuteria [44]
Para executar o refinamento de estruturas o MR faz comparaccedilotildees do perfil real de uma
amostra (o observado ou experimental) com espectros teoacutericos calculados a partir de misturas
hipoteacuteticas de fases (o calculado) Compara-se pontualmente os valores obtidos atraveacutes da
diferenccedila entre as intensidades
Os valores satildeo ajustados utilizando-se o meacutetodo dos miacutenimos quadrados ateacute se
conseguir a melhor concordacircncia possiacutevel do padratildeo experimental com o calculado [46]
A diferenccedila entre as intensidades isto eacute a quantidade minimizada no refinamento eacute dada
pela seguinte expressatildeo
Sy = sum 120596119894(119910119894 minus 119910119888119894)2
119894 (4)
FATOR INSTRUMENTAL EFEITO SOBRE O PICO
Alinhamento e colimaccedilatildeo do feixe Afeta na largura e simetria dos picos
Excentricidade da amostra Influecircncia a largura e posiccedilatildeo dos picos
Planaridade da superfiacutecie da
amostra Produz assimetria dos picos em baixos acircngulos
Absorccedilatildeotransparecircncia da amostra Causa deslocamento dos picos alargamento e assimetria
principalmente em amostras com coeficientes de absorccedilatildeo
Tamanho das partiacuteculas e micro
deformaccedilatildeo da rede Causa variaccedilatildeo na largura e forma dos picos
27
Onde 120596119894 representa a intensidade observada no i-eacutesimo ponto (sendo expresso por 120596119894 =
1 119910119894frasl ) e 119910119894 representa a intensidade observada e 119910119888119894 a intensidade calculada [46]
As medidas precisas de intensidades dadas em intervalos de 2θ o incremento de 2θ
constante um modelo inicial proacuteximo a estrutura real da amostra satildeo alguns requisitos que
devem ser analisados antes de se iniciar o refinamento
Deve-se ficar claro que o MR natildeo se trata de um software os programas satildeo utilizados
para realizar os caacutelculos matemaacuteticos requeridos pelo meacutetodo Existem diversos programas
computacionais que usam o MR dentre eles o pacote de programas GSAS (General Structure
Analysis System) [47] e o EXPGUI [48]
Para se descrever o formato dos picos de DRX de materiais nanoestruturados
recomenda-se utilizar a funccedilatildeo perfil pseudo-Voigt de Thompson-Cox-Hasting modificada
(funccedilatildeo de perfil CW 4 no pacote GSAS [47]) que considera o modelo anisotroacutepico de Stephens
e efeitos de textura [4950]
Nesta funccedilatildeo de perfil a largura a meia altura (FWHM) das partes gaussiana (ΓG) e
Lorentziana (ΓL) eacute expressa da seguinte forma
Γ119866 = [(119880 + (1 minus 120578)2119889ℎ1198961198974 Γ119878
2(ℎ119896119897))1199051198861198992120579 + 119881119905119886119899120579 + 119882 +119875
1198881199001199042120579]
12
(5)
e
Γ119871 = 120578119889ℎ1198961198972 Γ119878(ℎ119896119897) 119905119886119899120579 +
119883+119883119890119888119900119904120601
119888119900119904120579 (6)
Onde dhkl eacute a distacircncia entre os planos da rede e θ eacute o acircngulo de Bragg Na parte gaussiana os
paracircmetros V e W dependem dos instrumentos Os paracircmetros P e o termo X + Xecosφ
descrevem respectivamente as contribuiccedilotildees Gaussianas e Lorentzianas para o tamanho de
cristalito Os paracircmetros P e X correspondem ao tamanho de cristalito isotroacutepico enquanto Xe
expressa efeitos de tamanho de cristalito anisotroacutepicos φ eacute o acircngulo entre o vector de reflexatildeo
e o seu respectivo eixo de ampliaccedilatildeo
O paracircmetro de tensatildeo isotroacutepica U e o paracircmetro de tensatildeo anisotroacutepica ΓS (hkl)
expressam o alargamento de pico causado por deformaccedilotildees na rede cristalina ΓS (hkl) eacute uma
28
funccedilatildeo do alargamento (hkl) e depende da simetria de cristal [4950] O paracircmetro η eacute um
coeficiente de mistura que determina as contribuiccedilotildees do alargamento gaussiano (η = 0) e
Lorentziano (η = 1)
O tamanho de cristalito aparente pode ser determinado pela formula de Scherrer
Considerando o refinamento de todos esses paracircmetros para ajustar as larguras de linha e
assumindo que a contribuiccedilatildeo da distribuiccedilatildeo de tamanho de cristalitos eacute anisotroacutepica isto eacute
fazendo P = 0 na equaccedilatildeo 5 pode-se calcular o tamanho de cristalito (lang119889rang) pela seguinte foacutermula
[52]
lang119889rang =(18000119870120582)
119871119909120587 (7)
Considerando tambeacutem que as microtensotildees satildeo isotroacutepicas e fazendo ΓS (hkl) =0 na
equaccedilatildeo 6 pode-se calcular seu percentual pela foacutermula contida no Manual do GSAS [52]
assim a microdeformaccedilatildeo (ε) pode ser expressa por
120576 =120587
18000radic(81198971198992)(119866119880 minus 119866119880119900)100 (8)
Onde GUo eacute o valor previamente obtido do material padratildeo utilizado na calibraccedilatildeo do
equipamento Os valores obtidos para a amostra padratildeo satildeo considerados como iniciais para
paracircmetros ajustaacuteveis e mantidos fixos para os demais durante o ajuste de difratogramas de
amostras em estudo [53]
Durante o refinamento pelo meacutetodo de Rietveld um conjunto de paracircmetros varaacuteveis eacute
calculado e refinado em relaccedilatildeo aos dados digitalizados do difratograma abaixo apresenta-se
um breve detalhamento desses paracircmetros [414243]
29
1- Fator de escala corresponde agrave correccedilatildeo de proporcionalidade entre o padratildeo
difratomeacutetrico calculado e o observado
2- Linha de base (background) eacute corrigida a partir de dados coletados no proacuteprio
difratograma e da interpolaccedilatildeo entre estes pontos Eacute importante conhecer o
comportamento da linha de base jaacute que esta fornece informaccedilotildees a respeito da presenccedila
de fases amorfas na amostra e pode ser incluiacuteda em uma rotina de quantificaccedilatildeo das
fases envolvidas
3- Perfil de pico conjunto de funccedilotildees analiacuteticas em que se modelam efeitos relacionados
ao perfil Algumas equaccedilotildees analiacuteticas satildeo propostas para corrigir estes efeitos como
as equaccedilotildees Gaussiana Lorentziana e de assimetria
4- Paracircmetros da ceacutelula Podem ser corrigidos pela Lei de Bragg (nλ=2dsenθ) onde o
espaccedilamento d estaacute relacionado aos iacutendices de Miller e portanto aos paracircmetros de
ceacutelula (a b c α β γ) A indexaccedilatildeo dos picos eacute feita levando-se em conta os paracircmetros
da ceacutelula e a intensidade calculada o que mostra certa vantagem em relaccedilatildeo a teacutecnicas
convencionais pois todos os paracircmetros que influenciam na discrepacircncia dos valores
de d satildeo refinados conjuntamente com os das intensidades
5- Fator de estrutura os paracircmetros variaacuteveis deste fator satildeo posiccedilotildees atocircmicas fatores
de temperatura isotroacutepicos ou anisotroacutepicos e o nuacutemero de ocupaccedilatildeo
6- Deslocamento paracircmetros de correccedilatildeo dos deslocamentos devido agrave fuga do ponto focal
da oacuteptica do difratocircmetro
7- Orientaccedilatildeo preferencial correccedilatildeo de problemas gerados na preparaccedilatildeo de amostra
Trabalhos da literatura mostram que a reduccedilatildeo computacional da orientaccedilatildeo preferencial
tem eficiecircncia limitada daiacute a preocupaccedilatildeo em controlar este efeito durante a preparaccedilatildeo
da amostra
30
251 Iacutendices de avaliaccedilatildeo da qualidade do refinamento
A qualidade do refinamento deve ser verificada atraveacutes de indicadores estatiacutesticos
numeacutericos que satildeo utilizados durante o processo iterativo (caacutelculos) e apoacutes o teacutermino deste
para aferir se o refinamento estaacute se procedendo de modo satisfatoacuterio [46]
Os refinamentos realizados no software GSAS [47] devem ser acompanhados no que
diz respeito a convergecircncia ao miacutenimo global por iacutendices de confiabilidade para julgar a
qualidade dos mesmos dentre eles o Rwp (R ponderado) e o 1205362 chamado de ldquogoodnees of fit
os quais estatildeo relacionados com o perfil do difratograma [46]
O Rwp eacute expresso por
119877119908119901 = ( radicsum 120596119894(119910119894minus 119910119888119894)2
119894
sum 120596119894(119910119894)2119894
) 119909 100 (9)
O denominador do Rwp eacute a funccedilatildeo de minimizaccedilatildeo (equaccedilatildeo 4) Esse eacute o iacutendice que deve
ser analisado para verificar se o refinamento estaacute convergindo Se o valor de Rwp estaacute
diminuindo entatildeo o refinamento estaacute sendo bem-sucedido Bons refinamentos fornecem
valores de Rwp da ordem de 2 a 10 tipicamente se encontram entre 10 e 20 [46]
O Rexp eacute o valor estatisticamente esperado sendo expresso conforme [54]
119877119890119909119901 = [(119873minus119875)
sum 119908119894(119910119894(119900119887119904))sup2]
12frasl
(10)
Por sua vez o 1205362 eacute definido como
1205942 = 119877119908119901
119877119890119909119901 (11)
Trata-se de um iacutendice frequentemente utilizado estando relacionado agrave qualidade do
ajuste entre o difratograma calculado e o observado Espera-se que seu valor seja equivalente a
10 em um refinamento perfeito sendo que na praacutetica valores em torno de 50 caracterizam
refinamentos otimizados [43] O Rexp utilizado para se determinar o valor de 1205362 eacute o valor
estatisticamente esperado para o Rwp
31
252 GSAS-EXPGUI
O diagrama de blocos da Figura 12 descreve os procedimentos a serem seguidos para se
iniciar um refinamento no software EXPGUI [48]
Figura 12 Diagrama de blocos com ordem dos procedimentos para iniacutecio do refinamento no EXPGUI
Iniciar o programa
Adicionar as fases
Inserir o Difratograma Experimental
Inserir o arquivo PRM
Escolha da funccedilatildeo de background
powpref
genles
Abertura do programa com criaccedilatildeo de um novo arquivo referente ao
refinamento que seraacute iniciado
A adiccedilatildeo das fases presentes na amostra normalmente utiliza-se arquivos
com as informaccedilotildees cristalograacuteficas com a extensatildeo cif
Insere-se o arquivo contendo o difratograma experimental (com a extensatildeo
gsas)
Inserir o PRM O arquivo PRM conteacutem informaccedilotildees instrumentais do
difratocircmetro utilizado como por exemplo o nome do difratocircmetro o
comprimento de onda da radiaccedilatildeo utilizada a polarizaccedilatildeo e os paracircmetros de
perfil relacionados ao alargamento instrumental
O passo seguinte eacute a escolha da funccedilatildeo de background e o nuacutemero de termos
que se iraacute utilizar O programa dispotildee de 8 tipos de funccedilotildees background Na
sequecircncia deve-se escolher a funccedilatildeo de perfil que iraacute modelar os picos de
difraccedilatildeo O GSAS possui cinco funccedilotildees Nesse trabalho utilizou-se a funccedilatildeo
nuacutemero 4
Preparar e carregar os dados
Prepara para rodar os ciclos de refinamento
32
Concluiacutedo os processos descritos na Figura 12 inicia-se o refinamento dos paracircmetros
vale ressaltar que a utilizaccedilatildeo da funccedilatildeo perfil pseudo-Voigt de Thompson-Cox-Hasting
modificada embora seja mais interessante para refinamentos de estruturas ela pode apresentar
alguma complicaccedilatildeo devido agrave grande quantidade de paracircmetros altamente correlacionados (GU
GV GW GP LX) que tornam a convergecircncia um desafio agrave paciecircncia
Entretanto a sua aplicaccedilatildeo pode ser significativamente simplificada se um refinamento
preacutevio de uma amostra padratildeo for realizado e os paracircmetros instrumentais obtidos forem
usados como paracircmetros iniciais para o refinamento do material desejado [46]
Na Figura 13 apresenta-se um print da interface do EXPGUI Durante os procedimentos
de refinamento
Figura 13 Interface do EXPGUI para refinamento dos paracircmetros
Para refinamento dos paracircmetros o conhecimento da correlaccedilatildeo de cada fator torna mais
faacutecil o sucesso e a qualidade final do refinamento Escolhendo-se a funccedilatildeo de perfil 4 tem-se as
seguintes correlaccedilotildees mostradas na tabela 3
33
Tabela 3 Correlaccedilotildees e definiccedilotildees para as variaacuteveis envolvidas no refinamento pelo MR no EXPGUI
PARAcircMETRO CORRELACcedilAtildeO NO MODELO REFINADO
GV e GW Definem a largura da gaussiana relacionada ao alargamento instrumental
GU Define a largura da gaussiana relacionada agrave micro deformaccedilatildeo da rede
GP Define a largura da gaussiana relacionada ao tamanho de cristalito
LX Define a largura da lorentziana relacionada ao tamanho de cristalito
PTEC Avalia a anisotropia do tamanho de cristalito relacionada ao alargamento de
Lorentz
SHKL Define a micro deformaccedilatildeo da rede relacionada ao alargamento de Lorentz Seu
nuacutemero de termos depende da simetria de Laue
TRNS Descreve a profundidade de penetraccedilatildeo dos raios X em uma amostra
SHFT Determina o deslocamento em 2θ devido agrave posiccedilatildeo da amostra no porta amostra
SFEC Avalia a anisotropia quando haacute falhas de empilhamento da rede
ETA Eacute o termo de mistura entre as contribuiccedilotildees de Gauss e de Lorentz
SL e HL Satildeo termos de assimetria relacionados agrave divergecircncia axial
25 Calorimetria Diferencial de Varredura
A calorimetria diferencial de varredura (Differential Scanning Calorimetry- DSC) eacute um
meacutetodo de medida bem estabelecido e usado numa ampla escala em diferentes aacutereas de
pesquisa Com as medidas de DSC eacute possiacutevel investigar a evoluccedilatildeo teacutermica dos materiais e
tambeacutem avaliar grandezas como pureza capacidade teacutermica calor de transiccedilatildeo transiccedilotildees
viacutetreas relaxaccedilatildeo teacutermica [2]
O sistema DSC consiste na detecccedilatildeo de um sinal eleacutetrico gerado pela diferenccedila de
temperatura entre o material de referecircncia cujo comportamento com a temperatura eacute conhecido
e o material que estaacute sendo investigado (amostra) O DSC eacute um meacutetodo calorimeacutetrico no qual
satildeo medidas diferenccedilas de energia A Figura 14 ilustra a configuraccedilatildeo de um DSC
34
Figura 14 Ilustraccedilatildeo da configuraccedilatildeo de um DSC
As curvas construiacutedas com os dados DSC permitem identificar substacircncias construir
diagramas de fase aleacutem de determinar a fraccedilatildeo de cristalinidade dos materiais A amostra natildeo
inerte pode sofrer periodicamente fenocircmenos de absorccedilatildeo ou geraccedilatildeo de calor em funccedilatildeo do
tempo temperatura e posiccedilatildeo do meio Entre os processos de absorccedilatildeo de calor (endoteacutermicos)
pode-se destacar a fusatildeo a sublimaccedilatildeo a adsorccedilatildeo e entre os processos de geraccedilatildeo de calor
(exoteacutermicos) destacam-se a cristalizaccedilatildeo e a desorccedilatildeo
De acordo com o fenocircmeno ocorrido com a amostra no interior do equipamento a curva
gerada poderaacute apresentar picos endoteacutermicos ou exoteacutermicos a associaccedilatildeo dos dados com um
diagrama de fases um DRX ou outra teacutecnica poderaacute ser necessaacuterio para se extrair informaccedilotildees
consistentes A Figura 15 ilustra as possiacuteveis configuraccedilotildees encontradas em uma curva tiacutepica
de DSC
Figura 15 Representaccedilatildeo graacutefica dos padrotildees geneacutericos de picos apresentados no DSC
35
Dentre os possiacuteveis fenocircmenos apresentados por uma amostra em um DSC pode-se
obter picos exoteacutermicos ou endoteacutermicos Pode-se calcular a energia de ativaccedilatildeo (Ea) necessaacuteria
para promover a cristalizaccedilatildeo ou a nucleaccedilatildeo de uma fase Para tanto eacute necessaacuterio conhecer
valores de temperaturas de pico de cristalizaccedilatildeo (Tc) medidas para diferentes taxas de
aquecimento constantes (τ) e aplicar esses valores na equaccedilatildeo de Kissinger mostrada abaixo
[2]
119897119899 (τ
1198791198882) = minus
119864119886
119877119879119888+ 119888 (12)
onde R = 831 Jmol K eacute a constante molar dos gases e c eacute uma constante arbitraria
36
3 PROCEDIMENTOS EXPERIMENTAIS
31 Produccedilatildeo da Amostra
Para produccedilatildeo da amostra de Bi3Ni utilizou-se a formula AxBy onde x + y =100 e as
relaccedilotildees abaixo descritas as quais permitem encontrar os valores em fraccedilatildeo da massa de cada
componente
119872119879119900119905119886119897 = (119909
119909+119910) 119872119860 + (
119910
119909+119910) 119872119861
119876119860 = (119909
119909+119910)
119872119860
119872119879119874119879119860119871 e (13)
119876119861 = (119910
119909 + 119910)
119872119861
119872119879119874119879119860119871
onde MTotal = massa total a ser pesada MA = massa do elemento A (constante na Tabela
Perioacutedica) MB = massa do elemento B (constante na Tabela Perioacutedica) QA = fraccedilatildeo da massa
do elemento A a ser pesada e QB = fraccedilatildeo da massa do elemento B a ser pesada
Considerando-se as relaccedilotildees acima a amostra composta pelos elementos quiacutemicos
Niacutequel (Ni) e Bismuto (Bi) foi produzida com a massa total de 3 gramas sendo 026 gramas
de Ni (Alfa Aesar com 9995 de pureza e com tamanho de partiacutecula de minus100 mesh) e 274
gramas de Bi (Alfa Aesar com 9995 de pureza e com tamanho de partiacutecula de minus100 mesh)
Para pesagem foi utilizada a balanccedila eletrocircnica de alta precisatildeo (001mg) SHIMADZU modelo
(AUW220D)
32 Siacutentese Mecacircnica
Apoacutes a preparaccedilatildeo da amostra iniciou-se a fase da moagem mecacircnica Para tal utilizou-
se o moinho High Energy Ball Mill Emax da Retsch pertencente ao Laboratoacuterio de Siacutentese e
Caracterizaccedilatildeo de Nanomateriais (LSCN) do IFAM O moinho Emax combina vantagens de
diversos tipos de moinho tais como impacto de alta frequecircncia (moinho oscilante) atrito
37
intenso (moinho oscilante de discos) e movimentos rotativos controlados do vaso de moagem
(moinho de bolas planetaacuterio) o que proporciona um oacutetimo desempenho [55]
Na Figura 16 satildeo mostradas as imagens do moinho na imagem agrave esquerda observa-se a posiccedilatildeo
de fixaccedilatildeo dos dois jarros de moagem
Figura 16 Moinho High Energy Ball Mill Emax
Os suportes de cada vaso satildeo afixados sobre dois discos que giram no mesmo sentido
movendo assim os vasos por uma trajetoacuteria circular sem que estes modifiquem sua orientaccedilatildeo
A accedilatildeo combinada da geometria dos vasos e da mecacircnica do movimento gera um forte atrito
entre as bolas a amostra e as paredes do vaso bem como uma elevada aceleraccedilatildeo que lanccedila as
bolas com forte impacto contra a amostra junto agraves paredes do vaso Disso resulta uma melhor
mistura das partiacuteculas e uma menor granulometria final [55]
O moinho possui um sistema de resfriamento por aacutegua permitindo que a elevada
aplicaccedilatildeo de energia possa ser aproveitada com eficiecircncia no processo de moagem sem que a
amostra se superaqueccedila
A amostra foi colocada no jarro de moagem juntamente com 3 esferas de accedilo inoxidaacutevel
com massa total de 2092 g resultando numa BPR aproximada de 71 O jarro de moagem foi
levado a glove box onde foi realizado o vaacutecuo do ambiente com a posterior injeccedilatildeo de gaacutes
Argocircnio e a selagem do vaso de moagem Esse procedimento teve como objetivo evitar uma
possiacutevel oxidaccedilatildeo da amostra durante a moagem mecacircnica
38
Na Figura 17 eacute possiacutevel visualizar o jarro de moagem em dois momentos sendo o
primeiro entes do fechamento com as esferas e a amostra e posteriormente durante o processo
de fechamento dentro da glove box
Figura 17 Preparaccedilatildeo e selagem do vaso de moagem
O primeiro processo de moagem da mistura foi realizado durante uma hora Apoacutes esse
tempo o jarro foi aberto e feito uma Difraccedilatildeo de Raios X (DRX) da amostra Seguiu-se entatildeo
para selagem do vaso de moagem e preparaccedilatildeo para novo ciclo de moagem O intervalo de
moagem passou a ser de 3 horas sendo realizado em trecircs etapas de 1 hora entre cada etapa
houve um intervalo de 5 minutos para resfriamento da amostra realizadas sem abertura do jarro
de moagem
No procedimento foi utilizada a rotaccedilatildeo de 1000 rpm a temperatura do vaso variou de
27 degC agrave 39 degC no final da moagem Apoacutes as 3 horas de moagem o vaso foi aberto e realizou-se
um DRX da amostra Esse processo se repetiu por seis vezes tendo gerado intervalos de tempo
de1h 4hs 7hs 10hs 13hs 16hs e 19hs de moagem
O fim da moagem foi estabelecido com base na anaacutelise dos difratogramas da amostra e
da constataccedilatildeo de equiliacutebrio na evoluccedilatildeo ou formaccedilatildeo de novas fases
39
33 Difraccedilatildeo de Raios X
As medidas de DRX foram realizadas no Laboratoacuterio de Materiais (LabMat) da UFAM
utilizando um Difratocircmetro de Raio-X modelo Empyrean da PANalytical com radiaccedilatildeo CuKα1
de 1 5406 Aring e se dividiram em duas etapas
A primeira etapa foi realizada com os intervalos de 1h 4hs 7hs 10hs 13hs 16hs e 19
horas e teve como finalidade acompanhar a evoluccedilatildeo estrutural da amostra e confirmar a
formaccedilatildeo da fase uacutenica de Bi3Ni
A Figura 18 apresenta o porta amostra em duas etapas distintas a primeira com a
amostra sendo preparada adequadamente e na segunda pronta para a realizaccedilatildeo do DRX
Figura 18 Preparaccedilatildeo da amostra para realizaccedilatildeo de DRX
Os difratogramas experimentais gerados foram submetidos agrave identificaccedilatildeo das fases
cristalinas atraveacutes de comparaccedilotildees com padrotildees difratomeacutetricos disponibilizados no banco de
dados do Inorganic Crystal Structure Database ndash ICSD
Na Figura 19 apresenta-se o goniocircmetro difratocircmetro de raio-X modelo Empyrean da
PANalytical
40
Figura 19 Difratocircmetro de Raio-X modelo Empyrean da PANalytical
Os padrotildees usados de DRX foram os seguintes
Faixa de acircngulo 10 ndash 100deg
Velocidade de escaneamento 1deg min
Tempo aproximado de realizaccedilatildeo do difratograma 45 min
Tubo de raio-X de cobre (Cu)
Voltagem 40 kV
Corrente 30 mA
Divergecircncia de fenda 10 (deg)
Dispersatildeo de fenda 10 (deg)
A segunda etapa das medidas de DRX foi realizada com uso do forno e medidas in situ
tendo sido realizadas com a amostra moiacuteda por 19 horas nas temperaturas de 250 2500 3000 e
350 0C essas medidas tiveram a finalidade de acompanhar o comportamento estrutural em
funccedilatildeo da temperatura e estudar a estabilidade teacutermica da amostra Detalhes do forno estatildeo
ilustrados nas Figuras 20
41
Figura 20 Preparaccedilatildeo da amostra e porta amostra no forno do DRX
A primeira mediccedilatildeo foi realizada a temperatura de 25 oC seguindo-se de um
aquecimento a taxa de 10 oCmin ateacute atingir a temperatura de 250 oC apoacutes atingir a temperatura
procedeu-se uma execuccedilatildeo de uma isoteacutermica por 10 minutos antes da mediccedilatildeo in situ de DRX
O procedimento foi repetido para as temperaturas de 300 oC e 350 oC conforme pode-se
observar na rampa de aquecimento da Figura 21
Figura 21 Rampa de aquecimento para medidas in situ de DRX
34 Refinamento pelo Meacutetodo de Rietveld
Para realizaccedilatildeo dos refinamentos pelo MR desta dissertaccedilatildeo utilizou-se o programa
GSAS (General Structure Analysis System) e o EXPGUI [4748]
42
Para se descrever o formato dos picos de DRX utilizou-se a funccedilatildeo perfil pseudo-Voigt
de Thompson-Cox-Hasting modificada funccedilatildeo de perfil CW 4 no pacote GSAS que considera
o modelo anisotroacutepico de Stephens e efeitos de textura [4950]
Para o coeficiente de mistura (η) que determina as contribuiccedilotildees do alargamento
gaussiano (η = 0) e Lorentziano (η = 1) nas equaccedilotildees 5 e 6 foi utilizado neste trabalho o valor
de η = 075
Os coeficientes de alargamento instrumental V e W constantes na equaccedilatildeo 5 foram
previamente obtidos a partir do DRX de uma amostra padratildeo bem cristalizada e mantidos fixos
no refinamento dos dados experimentais
Para o caacutelculo do tamanho meacutedio de cristalito com o uso da equaccedilatildeo 7 utilizou-se o
valor de K = 091 e 120582=0154056 nm
O GSAS dispotildee de 8 tipos de funccedilotildees de background neste trabalho utilizou-se a funccedilatildeo
polinomial de Chebyshev o nuacutemero de termos variou tendo sido utilizados 20 termos na funccedilatildeo
polinomial para refinamentos com a presenccedila da fase amorfa e 6 termos apoacutes a cristalizaccedilatildeo da
fase amorfa
Para iniacutecio do refinamento no programa EXPGUI foi utilizado o diagrama de blocos da
Figura 12 e para o refinamento dos paracircmetros as correlaccedilotildees da tabela 3
35 Tratamento Teacutermico
Foi realizado um tratamento teacutermico na amostra moiacuteda por 19 horas com a finalidade
de promover o relaxamento dos defeitos e tensotildees causados durante a moagem mecacircnica e a
cristalizaccedilatildeo da fase amorfa presente A partir da temperatura ambiente 25 oC iniciou-se o
aquecimento a uma taxa de 10 oCmin A temperatura final foi de 800 oC seguindo-se do
desligamento do forno que se manteve fechado ateacute que a temperatura da amostra atingisse
25 oC Em seguida a amostra foi retirada do forno e foi realizado um DRX Utilizou-se um forno
tubular com tubo de quartzo e uma atmosfera com fluxo constante de gaacutes argocircnio ilustrado
na Figura 22
43
Figura 22 Forno utilizado para realizar o tratamento teacutermico
36 Calorimetria Diferencial de Varredura (DSC)
As medidas de DSC foram realizadas na amostra moiacuteda por 19 horas em uma ceacutelula
Netzsch modelo DSC 3500 Sirius pertencente ao Laboratoacuterio de Termo ciecircncias da UFAM
Para realizaccedilatildeo das medidas utilizou-se um fluxo de proteccedilatildeo de N2 a 50 mlmin com
temperatura inicial de 25 oC e temperatura final de 550 oC
Foram realizadas quatro medidas com as taxas de transferecircncia de calor de 25 oCmin
5 oCmin 10 oCmin e 20 oCmin Foram utilizados cadinhos (porta amostra) de alumiacutenio e a
massa meacutedia de 22 mg de amostra foi utilizada nos quatro experimentos
Na Figura 23 eacute mostrada a ceacutelula Netzsch modelo DSC 3500 Sirius onde foram
realizadas as medidas e os cadinhos sendo dois fechados e um com a amostra visiacutevel
Figura 23 Equipamento utilizado para realizar o DSC
44
4 RESULTADOS E DISCUSSOtildeES
41 Evoluccedilatildeo estrutural
A Figura 24 mostra a evoluccedilatildeo estrutural durante o processo de siacutentese conforme
descrito nos procedimentos experimentais Qualitativamente podemos ver nesta figura uma
modificaccedilatildeo gradativa dos padrotildees de difraccedilatildeo O pico mais intenso da amostra moiacuteda por 1
hora corresponde ao plano (1 0 -2) do Bi precursor
Acompanhando o comportamento deste plano em especiacutefico constata-se que entre a
primeira e a quarta hora o mesmo sofre apenas uma ligeira diminuiccedilatildeo Concomitantemente
com este decreacutescimo emergem pequenos novos picos em 2θ aproximadamente entre 28 e 35o
Com 7 horas de moagem os novos picos satildeo evidentes e foram identificados junto agrave base de
dados do ICSD como a estrutura desejada Bi3Ni grupo espacial Pnma (cartatildeo nuacutemero 391336)
Em 13 horas de moagem o pico do Bi atinge seu miacutenimo e segue estaacutevel ateacute 19 h de moagem
Dada a observaccedilatildeo da estabilizaccedilatildeo estrutural o processo foi interrompido Uma anaacutelise mais
detalhada dos difratogramas seraacute mostrada e discutida na sequecircncia
Figura 24 Padratildeo de difraccedilatildeo observado para amostra e Bi3Ni durante todo intervalo de moagem
10 20 30 40 50 60 70 80
19h
16h
1h
10h
1h
7h
4h
2(graus)
1h
13h
Inte
nsid
ade (
ua
)
45
Na Figura 25 mostramos a indexaccedilatildeo das fases na primeira hora de moagem onde foi
verificada o iniacutecio da nucleaccedilatildeo do Bi3Ni Tambeacutem eacute possiacutevel observar os picos do elemento
precursor minoritaacuterio no caso o Niacutequel (cartatildeo ICSD 64703)
Figura 25 Difratograma obtido apoacutes a primeira hora de moagem
Seguindo o processo de moagem conforme descrito nos procedimentos experimentais
a amostra foi moiacuteda por mais 3 horas totalizando 4 horas de moagem os difratogramas obtidos
satildeo apresentados nas Figuras 26 e 27 Nesta etapa jaacute natildeo eacute mais possiacutevel identificar a presenccedila
dos picos referentes ao niacutequel dessa forma somente satildeo observados os picos do bismuto e do
Bi3Ni Poreacutem como verificamos na Figura 24 a nucleaccedilatildeo da liga Bi3Ni continua ocorrendo
sistematicamente
Na Figura 26 mostramos uma comparaccedilatildeo do difratograma padratildeo de Bi3Ni (cartatildeo
nuacutemero 391336 do ICSD) com o difratograma da amostra moiacuteda por 4 horas plotados em
conjunto para destacar a nucleaccedilatildeo da fase de Bi3Ni
Na Figura 27 apresenta-se o resultado do refinamento pelo meacutetodo de Rietveld para as
4 horas de moagem Eacute possiacutevel verificar um bom acordo entre o padratildeo de DRX da amostra e
o padratildeo refinado por MR Os fatores de qualidade podem ser verificados na tabela 4 Neste
refinamento obtivemos uma fraccedilatildeo de fase equivalente a 67 de Bi e 33 de Bi3Ni
46
Figura 26 Difratograma da amostra moiacuteda durante 4 horas (curva com ruiacutedo) e o padratildeo idealizado
do Bi3Ni calculado a partir do arquivo CIF (cartatildeo ICSD no 391336)
Figura 27 Padratildeo observado no DRX (4horas) calculado e residual obtidos no refinamento pelo MR
10 20 30 40 50 60 70 80
23 24 25 26 27 28 29 30 31 32 33
Inte
nsid
ade (
ua
)
2(graus)
4 horas
CIF Bi3Ni
10 20 30 40 50 60 70 80
Experimental
Calculado
Residual
Inte
nsid
ade (
u a)
2 (graus)
4 horas
25 30 35 40 45
47
Em todas as etapas do processo de moagem foram obtidos refinamentos com iacutendices de
qualidade muito semelhantes Natildeo houve alteraccedilatildeo nos acircngulos da ceacutelula unitaacuteria do composto
de Bi3Ni que permanecerem com α= β= λ = 90o Os valores obtidos para os iacutendices de avaliaccedilatildeo
da qualidade e os paracircmetros de rede encontram-se na tabela 4
Tabela 4 Valores de Rwp e 1205362 obtidos nos refinamentos realizados durante o processo de moagem
mecacircnica para o Bi3Ni
Com os resultados obtidos nos refinamentos determinou-se as contribuiccedilotildees em
porcentagem de cada fase em funccedilatildeo do tempo de moagem Verifica-se que apoacutes a primeira
hora de moagem natildeo se identifica no difratograma a presenccedila de Ni entretanto a fase de Bi3Ni
continua nucleando indicando que ainda existe niacutequel disponiacutevel para a formaccedilatildeo desta fase
Pode-se conceber algumas hipoacuteteses para este fato A primeira refere-se agrave sensibilidade do
equipamento de DRX que natildeo identifica precisamente elementos com fraccedilatildeo de fase menor
que 10 Outa hipoacutetese provaacutevel pode ser atribuiacutea a uma adesatildeo do niacutequel nas paredes do jarro
de moagem ou nas esferas de accedilo tendo em vista sua ductilidade
Na Figura 28 foi plotado a fraccedilatildeo de cada uma das fases presentes no processo de
moagem em funccedilatildeo do tempo Fica evidente que apoacutes a primeira hora a fraccedilatildeo de fase do niacutequel
eacute zero mas continua ocorrendo a nucleaccedilatildeo do Bi3Ni que estabiliza em 13 horas
TEMPO DE MOAGEM RWP 1205362 PARAcircMETROS DE REDE DO BI3NI
a (Å) b (Å) c (Å) Volume (Å3)
4 HORAS 77 139 8890(9) 4102(1) 11502(1) 41949(6)
7 HORAS 70 137 8891(3) 4106(1) 11500(1) 41986(9)
10 HORAS 71 131 8888(1) 4104(8) 11495(1) 41939(5)
13 HORAS 65 124 8893(5) 4104(3) 11507(1) 42003(2)
16 HORAS 64 124 8888(7) 4102(9) 11499(9) 41940(1)
19 HORAS 63 123 8894(1) 4105(1) 11506(5) 42012(3)
48
Figura 28 Fraccedilatildeo das fases de Ni Bi e Bi3Ni em funccedilatildeo do tempo de moagem
Utilizando-se a equaccedilatildeo 7 com os dados obtidos no refinamento pelo MR calculou-se
o tamanho meacutedio dos cristalitos de Bi3Ni em funccedilatildeo do tempo de moagem Na Figura 29
apresenta-se em forma de um graacutefico os valores obtidos Observamos que entre a quarta e a
seacutetima hora haacute um aumento aproximado de 14 no tamanho meacutedio do cristalito pode-se
atribuir esse aumento a uma possiacutevel deformaccedilatildeo plaacutestica da amostra acarretando num
acreacutescimo da aacuterea de superfiacutecie o que aumentaria progressivamente a probabilidade de
soldagem a frio dessas partiacuteculas gerando assim um aumento do tamanho meacutedio do cristalito
Entre a seacutetima e a deacutecima hora de moagem ocorre uma reduccedilatildeo de 26 no tamanho do
cristalito maior valor percentual obtido entre intervalos de moagem Entre a deacutecima sexta e a
deacutecima nona hora haacute uma estabilizaccedilatildeo no processo de reduccedilatildeo do tamanho de cristalito
Obtivemos no final do processo uma reduccedilatildeo total de aproximadamente 59 o que representa
um tamanho meacutedio de cristalito na ordem de 2653 nm
Plota-se na Figura 29 um graacutefico com tamanho meacutedio de cristalito do composto Bi3Ni
em funccedilatildeo do tempo de moagem
0 5 10 15 20
0
20
40
60
80
100
Fra
ccedilao d
e fases (
)
Tempo de moagem ( horas)
Bi
Bi3Ni
Ni
49
Figura 29 Tamanho meacutedio de cristalito de Bi3Ni em funccedilatildeo do tempo de moagem
Natildeo houve formaccedilatildeo de novas fases ou aparentemente quaisquer outras alteraccedilotildees
significativas apoacutes a deacutecima terceira hora de moagem Os uacutenicos efeitos com a continuaccedilatildeo da
moagem foram a melhora da cristalizaccedilatildeo da fase de interesse e o aumento de intensidade do
perfil referente a fase amorfa Poreacutem o processo de moagem totalizou 19 horas a finalidade
deste intervalo apoacutes a estabilizaccedilatildeo de formaccedilatildeo da fase pretendida foi verificar a possibilidade
de oxidaccedilatildeo da amostra que ficou exposta ao ambiente durante a execuccedilatildeo do DRX
Observa-se nos difratogramas da Figura 24 a formaccedilatildeo de uma acentuada elevaccedilatildeo na
linha de base entre a faixa de 2θ que vai de aproximadamente 26deg a 36deg A forma ou perfil
dessa elevaccedilatildeo eacute um forte indicio do aparecimento de uma fase amorfa Para alcanccedilar bom
acordo nos refinamentos Rietveld foram necessaacuterios 20 termos na funccedilatildeo polinomial de
Chebyshev para descrever estas linhas de base (background)
Analisando-se portanto os difratogramas referentes agraves etapas de 10 13 16 e 19 horas
eacute possiacutevel identificar o crescimento dessa fase amorfa conforme mostramos na Figura 30
4 6 8 10 12 14 16 18 20
25
30
35
40
45
50
55
Ta
ma
nh
o m
eacuted
io d
e c
rista
lito
(n
m)
Tempo de moagem (horas)
50
Estas curvas satildeo particularmente interessantes uma vez que podemos avaliar as
distacircncias R entre os primeiros vizinhos da fase desordenada aplicando a equaccedilatildeo de Ehrenfest
que pode ser expressa como [56]
2Rsen(θ) = 123λ (14)
O maacuteximo destas curvas correspondem a 2θ ~29o o que nos leva a distacircncias aproximada
de 38 Aring Esta distacircncia natildeo fere nenhum viacutenculo de distancias entre os atamos para
Ni-Ni~248 Aring Ni-Bi~ 278 Aring Bi-Bi~308 Aring Bi-O~214 Aring
Figura 30 Comparaccedilatildeo das funccedilotildees de background para a amostra moiacuteda por 10 13 16 e 19 horas
Com objetivo de avaliar com mais detalhes a estrutura nanocristalina e amorfa
realizamos medidas de difraccedilatildeo com configuraccedilotildees que produzissem uma maior qualidade nos
dados obtidos utilizamos uma cacircmara com baixo vaacutecuo e aumentamos o tempo de aquisiccedilatildeo
dos dados
A Figura 31 mostra o padratildeo obtido para a amostra final moiacuteda por 19 horas
Destacamos a evidente fase amorfa que se forma
10 20 30 40 50 60 70 80
19 horas
16 horas
13 horas
10 horas
Inte
nsid
ade (
u a)
2 (graus)
51
Figura 31 Formaccedilatildeo da fase amorfa na amostra de Bi3Ni apoacutes 19 horas de moagem
Comparando o padratildeo de DRX obtido para amostra moiacuteda por 19 horas com o
difratograma padratildeo de Bi3Ni (cartatildeo nuacutemero 391336 do ICSD) pode-se constatar a
equivalecircncia dos picos conforme apresentada Figura 32
Com os difratogramas de maior resoluccedilatildeo verificamos a presenccedila embora em uma
pequena fraccedilatildeo de Bi (ICSD no 64703) Assim como uma ligeira sugestatildeo da existecircncia de
Bi2O3 (ICSD no 41764) vislumbra-se essa fase em virtude da possiacutevel oxidaccedilatildeo da amostra
devido as sucessivas aberturas do jarro de moagem para realizaccedilatildeo do DRX entretanto
diferentemente do que se percebe para o bismuto natildeo haacute nenhum pico referente ao oxido de
bismuto
Na posiccedilatildeo de 2θ~27o existe um pico caracteriacutestico do Bi2O3 entretanto mesmo com a
melhor resoluccedilatildeo do DRX natildeo eacute possiacutevel distinguir claramente a fase do oxido de bismuto
assim durante o processo de refinamento pelo MR natildeo foi adicionada a fase relativa ao oxido
O refinamento pelo meacutetodo de Rietveld referente a amostra moiacuteda por 19h encontra-se
na Figura 33 percebe-se a boa concordacircncia obtida para a fase de interesse Bi3Ni e a fase
20 30 40 50 60 70 80
Bi
Inte
nsid
ade (
u a)
2 (graus)
Bi
20 25 30 35 40 45
52
amorfa O asterisco indicando o pico principal do Bi salienta que essa fase por contribuir
modestamente em um difratograma tatildeo complexo natildeo eacute bem ajustada
Figura 32 Difratograma da amostra moiacuteda 19h em conjunto com os CIFs de o Bi3Ni Bi e Bi2O3
Figura 33 Difratograma da amostra moiacuteda 19h e refinada por meacutetodo de Rietveld partindo dos CIFs
do Bi3Ni Bi
20 30 40 50 60 70 80
19 horas
Bi3Ni
Bi
Bi2O
3
In
tensid
ade (
u a)
2 (graus)
25 30 35 40
20 30 40 50 60 70 80
Experimental (19h)
Calculado
Residual
Inte
nsid
ade (
u a)
2 (graus)
20 25 30 35 40 45 50
53
Os trabalhos cientiacuteficos que versam sobre a produccedilatildeo e a caracterizaccedilatildeo do composto
Bi3Ni descrevem que a siacutentese pode ser realizada por vaacuterios mecanismos normalmente as
metodologias mais usadas para obtenccedilatildeo envolvem os processos em meio quiacutemico a
eletrodeposiccedilatildeo e a solidificaccedilatildeo raacutepida Em alguns casos utilizou-se longos processos teacutermicos
que envolvem a permanecircncia da amostra num forno de resistecircncia a 1100 degC durante 3 dias
[13] ou processos de sinterizaccedilatildeo com recozimento a vaacutecuo a temperatura de 1000 degC por 24
horas [15] Relata-se tambeacutem que conforme ocorreu neste trabalho algumas amostras
apresentam pequenos traccedilos de Bi em sua composiccedilatildeo final [13]
Dessa forma o primeiro desafio desse trabalho foi produzir uma fase uacutenica de Bi3Ni por
meio da moagem mecacircnica entretanto verificou-se no resultado obtido no DRX e no
refinamento pelo MR que a fase de Bi3Ni embora apresente uma fraccedilatildeo de 999 ainda possui
leves traccedilos do pico mais intenso de bismuto (indicado por um asterisco na Figura 33) Uma
proposta futura seria portanto acrescentar uma pequena quantidade de Ni para interagir com
esse Bi remanescente
42 Medidas de DRX in situ
Com o objetivo de estudar a estabilidade teacutermica e acompanhar a evoluccedilatildeo estrutural da
amostra em funccedilatildeo da temperatura foram realizadas medidas de DRX in situ conforme
descrito nos procedimentos experimentais A Figura 34 apresenta os quatro difratogramas
obtidos
A temperatura de 25 oC observa-se uma fase uacutenica do composto Bi3Ni (com jaacute
mencionado anteriormente a amostra possui uma leve indicaccedilatildeo da presenccedila de bismuto) que
possui estrutura ortorrocircmbica e grupo espacial Pnma eacute a mesma apresentada na Figura 32
A medida que aumentamos a temperatura conforme descrito na seccedilatildeo 3 Figura 21
inicia-se uma transformaccedilatildeo do composto inicial para o crescimento da fase tetragonal de Bi2O3
(ICSD no 41764) e da fase precursora de Bi Essa alteraccedilatildeo na composiccedilatildeo da amostra ocorre
em virtude da degradaccedilatildeo da fase Bi3Ni que conforme eleva-se a temperatura tem sua fraccedilatildeo
diminuiacuteda conforme verifica-se na Figura 36 Embora as medidas in situ terem sido feitas em
baixo vaacutecuo natildeo foi impedido o crescimento do Bi2O3
54
Na Figura 34 encontram-se plotados os DRX referentes as medidas realizadas em 25o
250o 300o e 350 oC as curvas foram deslocadas verticalmente para melhor comparaccedilatildeo
Figura 34 Padratildeo observado nos DRX da amostra submetida a aquecimento
A temperatura de 250 oC temos a ocorrecircncia de trecircs fases Bi3Ni Bi2O3 e Bi
O refinamento estrutural pelo meacutetodo de Rietveld estaacute mostrado na Figura 35 Mesmo tratando-
se de uma amostra com um elevado nuacutemeros de pico aleacutem da presenccedila de uma fase amorfa o
acordo entre o experimental e o calculado eacute notaacutevel Os valores dos iacutendices de avaliaccedilatildeo da
qualidade do refinamento referentes as quatro medidas realizadas encontram-se na tabela 5
20 30 40 50 60 70 80
350 0C
300 0C
250 0C
Inte
nsid
ade (
ua
)
2 (graus)
25 0C
55
Figura 35 Padratildeo obtidos no refinamento pelo MR para amostra aquecida a 250 0C
Tabela 5 Valores de Chi2 e de Rwp obtidos nos refinamentos realizados durante o processo de
aquecimento
A temperatura de 300 oC comeccedila a formaccedilatildeo da uma nova fase cubica de grupo espacial
I23 o Bi12NiO19 em detrimento da diminuiccedilatildeo da fase de Bi3Ni Aleacutem do aumento da fraccedilatildeo
da fase de Bi2O3
Temperatura de realizaccedilatildeo da medida Rwp 1205362
25 0C 69 23
250 0C 83 18
300 0C 98 26
350 0C 99 25
10 20 30 40 50 60 70 80
Inte
nsid
ade (
ua
)
2 (graus)
Experimental
Calculado
Residual
250 0C
25 30 35 40
56
O uacuteltimo DRX foi realizado a 350 oC a principal alteraccedilatildeo dessa medida refere-se ao
fato da inexistecircncia de picos referentes agrave fase Bi3Ni A fase majoritaacuteria torna-se agora a fase
referente ao Bi e a fase Bi12NiO19 (indexado na base de dados PDF2 mas natildeo na base de dados
ICSD) permanece estaacutevel isto eacute sem alteraccedilotildees significativas em sua fraccedilatildeo O fato de estarem
presentes picos referentes ao Bi mesmo apoacutes termos ultrapassado a temperatura de fusatildeo pode
ser explicado levando-se em consideraccedilatildeo a baixa condutividade teacutermica do bismuto aliado ao
excesso de defeitos produzidos na moagem assim natildeo obteve-se a fusatildeo do elemento
Utilizamos os dados obtidos nos refinamentos para plotar o graacutefico exposto na Figura
36 onde eacute possiacutevel observar a fraccedilatildeo de cada fase em funccedilatildeo da temperatura de execuccedilatildeo do
DRX Percebe-se a raacutepida decomposiccedilatildeo da fase de Bi3Ni que entre 250 oC e 350 oC apresenta
uma reduccedilatildeo percentual de aproximadamente 88 concomitantemente ao crescimento
percentual da fase de Bi
Figura 36 Fraccedilotildees de fase em funccedilatildeo da temperatura de realizaccedilatildeo do DRX in situ
O DRX realizado na amostra a 350 oC eacute mostrado na Figura 37 em conjunto aos CIFs
das fases constituintes Para a fase Bi12NiO19 natildeo foi encontrado o CIF no banco de dados do
Inorganic Crystal Structure Database (ICSD) Para refinar utilizando o meacutetodo de Rietveld
partimos do protoacutetipo estrutural de Bi26-x Mx O40-y (M = Mg Al Co Ni) O CIF desta fase
25 75 125 175 225 275 325 375
0
20
40
60
80
100
Fra
ccedilao d
e F
ases (
)
Temperatura (0C)
Bi3Ni
Bi2O
3
Bi
Bi12
NiO19
57
resultante estaacute mostrado em vermelho na Figura 37 e uma representaccedilatildeo da ceacutelula unitaacuteria na
Figura 38 os aacutetomos de oxigecircnio estatildeo representados na cor vermelha e o niacutequel em verde
Figura 37 Padratildeo observado no DRX da amostra em 350 oC em comparaccedilatildeo com o CIF das fases
constituintes
Figura 38 Projeccedilatildeo do eixo a e em perspectiva do Bi12NiO19
10 20 30 40 50 60 70 80
Inte
nsid
ade (
ua
)
2(graus)
350 graus
Bi2O
3
Bi
Bi12
NiO19
20 25 30 35 40 45 50 55
58
O refinamento estrutural utilizando estas fases estaacute mostrado na Figura 39 e os valores
referentes aos paracircmetros de rede obtidos para o refinamento da fase Bi12NiO19 constam na
tabela 6
Figura 39 Padratildeo obtidos no refinamento pelo MR para amostra aquecida a 350 0C
Tabela 6 Paracircmetros da ceacutelula unitaacuteria da estrutura Bi12NiO19
A Figura 40 conteacutem as fotografias retiradas do forno do difratocircmetro antes e apoacutes a
realizaccedilatildeo da medida Eacute possiacutevel verificar que a amostra devido a dilataccedilatildeo volumeacutetrica e a
fusatildeo do bismuto transborda o porta amostra
Paracircmetros de Rede a = b=c=10258(8) Aring
Acircngulos α = β = γ = 900
Volume da ceacutelula 107966(2) Aring3
Grupo de simetria Cuacutebico
Grupo espacial I23
10 20 30 40 50 60 70 80
Inte
nsid
ade (
ua
)
2 (graus)
Calculado
Experimental
Residual
350 0C
20 25 30 35 40 45
59
Figura 40 Fotografia do forno do DRX antes a apoacutes a realizaccedilatildeo das medidas
43 Calorimetria Diferencial de Varredura (DSC)
Com a finalidade de estudar e melhor entender a evoluccedilatildeo estrutural da amostra
observada nas medidas in situ realizou-se medidas DSC conforme descrito nos procedimentos
experimentais a temperatura final foi de 550 oC
Na Figura 41 mostramos as medidas DSC feitas em diferentes taxas de aquecimento
realizadas na amostra moiacuteda por 19 horas Em todas as 4 medidas vemos comportamentos
exoteacutermicos e endoteacutermicos Os picos endoteacutermicos ocorreram a uma temperatura aproximada
de 270 0C temperatura essa equivalente ao ponto de fusatildeo do bismuto e foram atribuiacutedos a
fusatildeo do Bi ocorrida em duas etapas
Comparando-se os resultados obtidos nas medidas in situ onde observamos a nucleaccedilatildeo
de uma nova fase a partir da temperatura de 250 oC com os resultados obtidos no DSC podemos
concluir que o pico exoteacutermico presente no termograma corresponde agrave nucleaccedilatildeo da fase de
Bi2O3
Com a finalidade de calcular a energia de ativaccedilatildeo (Ea) necessaacuteria para promover essa
nucleaccedilatildeo aplicamos a metodologia proposta por Kissinger [2] Conforme indicado na Figura
41 as 4 medidas foram feitas com taxas de aquecimento de 25 5 10 e 20 oCmin
60
A Figura 42 mostra em detalhes a Figura 41 onde vemos os valores das temperaturas
de pico de cristalizaccedilatildeo (Tc) e as referidas taxas de aquecimento (120591) Como era esperado a
medida que a taxa de aquecimento aumenta a temperatura de pico tambem aumenta
Figura 41 Termograma DSC plotados em conjunto para os diferentes fluxos de calor
Figura 42 Espectros DSC com as temperaturas de pico e suas respectivas taxas de aquecimento
100 150 200 250 300 350 400 450 500 550
250Cmin
50Cmin
100Cmin
fluxo d
e c
alo
r (u
a)
Temperatura (0C)
200Cmin
exo
230 235 240 245 250 255 260 265 270 275 280 285
250Cmin
50Cmin
100Cmin
fluxo d
e c
alo
r (u
a )
Temperatura (0C)
242 0C
252 0C
266 0C
278 0C
200Cmin
exo
61
Com os dados fornecidos na Figura 42 pode-se calcular a energia de ativaccedilatildeo referente
a nucleaccedilatildeo da fase de Bi2O3 Plotando-se um graacutefico linear de ln(120591
1198791198882) versus
1
119879119888 onde o
coeficiente angular eacute (minus119864119886
119877) obteacutem-se a energia de ativaccedilatildeo A Figura 43 apresenta a
linearizaccedilatildeo da equaccedilatildeo 16 de onde se obteacutem a energia de ativaccedilatildeo do processo de nucleaccedilatildeo
do Bi2O3
Figura 43 Graacutefico linear do ln(120591
1198791198882) versus
1
119879119888
Logo considerando as relaccedilotildees anteriormente definidas eacute possiacutevel calcular a energia de
ativaccedilatildeo uma vez que m = (minus119864119886
119877) e R = 831 jmol K Desse modo a energia de ativaccedilatildeo
necessaacuteria para promover a nucleaccedilatildeo da fase Bi2O3 eacute de 12465 kJmol
A metodologia proposta permitiria tambeacutem calcular a energia de ativaccedilatildeo necessaacuteria
para cristalizar a fase amorfa as medidas de DSC foram planejadas ateacute a temperatura de
550 oC devido a limitaccedilotildees do equipamento poreacutem como fica evidente na Figura 41 natildeo se
observa nenhum pico exoteacutermico apoacutes os 350 oC que se possa estar associado a cristalizaccedilatildeo da
fase amorfa O pico exoteacutermico existente como jaacute mencionado ocorreu a uma temperatura que
variou de 242 0C agrave 278 0C e refere-se agrave nucleaccedilatildeo de fase
182 184 186 188 190 192 194
-115
-110
-105
-100
-95
ln (
T2 c)
1Tc (10
-3 k
-1)
62
44 Tratamento teacutermico
Apoacutes a realizaccedilatildeo das medidas de DRX in situ e das medidas de DSC a fase amorfa
ainda se encontrava presente assim foi realizado um tratamento teacutermico com a finalidade de
promover a cristalizaccedilatildeo da fase amorfa presente
O tratamento teacutermico foi realizado a uma taxa constante de 10 0Cmim ateacute a temperatura
de 800 0C com a atmosfera protegida por gaacutes argocircnio Na Figura 44 apresenta-se o difratograma
da amostra realizado apoacutes o do tratamento teacutermico vemos no detalhe que a acentuada elevaccedilatildeo
na linha de base entre a faixa de 2θ que vai de aproximadamente 26deg agrave 36deg e que corresponde
a fase amorfa desapareceu completamente
Figura 44 Difratograma da amostra apoacutes tratamento teacutermico
Para a amostra tratada termicamente foram identificadas trecircs fases similar ao observado
nas medias in situ a 350 oC foram identificadas a fase cuacutebica Bi12NiO19 a fase tetragonal de
Bi2O3 (ICSD no 41764) e a fase romboeacutedrica de Bismuto (ICSD no 64703) Na Figura 45
apresentamos o padratildeo observado plotado juntamente com o CIF das 3 fases identificadas
10 20 30 40 50 60 70 80
Inte
nsid
ad
e (
ua
)
2 (graus)
Pos Tratamento Teacutermico
20 25 30 35 40 45 50 55 60
63
Figura 45 Difratograma da amostra apoacutes tratamento teacutermico em conjunto com os CIFs de Bi Bi2O3 e
Bi12NiO19
Pode-se verificar no padratildeo do difratograma da Figura 45 que pelo formato da linha de
base obtida ocorreu a cristalizaccedilatildeo da fase amorfa e as fases identificadas correspondem aos
picos presentes no DRX da amostra
O refinamento realizado pelo MR confirmou a identificaccedilatildeo das fases contidas na
amostra no sentido da exata correspondecircncia entre os picos obtidos nos padrotildees calculados e
observados As fraccedilotildees das fases da amostra que sofreu tratamento teacutermico em comparaccedilatildeo com
as fraccedilotildees obtidas no DRX in situ estatildeo apresentados na tabela 7
Tabela 7 Fraccedilotildees das fases apoacutes tratamento teacutermico e DRX in situ a 350 oC
Fraccedilatildeo das fases Tratamento Teacutermico DRX in situ a 350 oC
Bi12NiO19 90 137
Bi2O3 89 20
Bi 11 663
10 20 30 40 50 60 70 80
Inte
nsid
ade (
ua
)
2 (graus)
Observado
Bi
Bi2O
3
Bi12
NiO19
25 30 35 40 45 50 55
64
O aumento da temperatura propicia a nucleaccedilatildeo das fases de Bi2O3 e Bi12NiO19 em
detrimento da diminuiccedilatildeo da fase Bi3Ni
O refinamento pelo meacutetodo de Rietveld para amostra que sofreu tratamento teacutermico
apresentou uma boa concordacircncia para os perfis calculado e experimental Nesse refinamento
foi utilizado o CIF modificado de Bi12NiO19 Na Figura 46 temos o padratildeo experimental e o
calculado obtidos no refinamento pelo MR
Figura 46 Padratildeo observado e experimental refinado pelo MR para amostra tratada termicamente
Compara-se na Figura 47 os difratogramas obtidos para amostra tratada termicamente e
para o DRX in situ a temperatura de 350 oC eacute possiacutevel identificar a correspondecircncia entre os
picos entretanto eacute notaacutevel a diferenccedila na linha de base do difratograma referente ao DRX in
situ contra o DRX da amostra submetida a tratamento teacutermico Pode-se concluir que para
ocorrer a cristalizaccedilatildeo da fase amorfa eacute necessaacuterio que a temperatura do tratamento teacutermico seja
superior a 550 0C
10 20 30 40 50 60 70 80
Inte
nsid
ade (
ua
)
2 (graus)
Calculado
Experimental
Residual
Pos Tratamento Teacutermico
65
Outro fenocircmeno perceptiacutevel eacute o deslocamento em 2θ da posiccedilatildeo dos picos O
difratograma da amostra que foi ao forno do DRX tem a posiccedilatildeo dos seus picos deslocados para
direita em comparaccedilatildeo ao observado no CIF do Bi12NiO19 e no DRX da amostra que passou
por tratamento teacutermico Podemos associar esse deslocamento a contraccedilatildeo do volume da ceacutelula
unitaacuteria Considerando o valor padratildeo do volume do composto Bi12NiO19 constante na tabela
5 ocorreu uma reduccedilatildeo de volume de aproximadamente 155 para amostra tratada
termicamente e uma variaccedilatildeo positiva de 005 para amostra do DRX in situ Na Figura 47
plotamos juntos os difratogramas da amostra tratada termicamente da amostra que realizou a
medida in situ a 350 0C e o CIF do Bi12NiO19
Figura 47 Difratogramas das amostras apoacutes tratamento teacutermico e DRX in situ em conjunto com o
CIF do Bi12NiO19
O tratamento teacutermico realizado produziu o resultado esperado cristalizando a fase
amorfa As fases presentes na amostra apoacutes a realizaccedilatildeo do tratamento estatildeo em conformidade
agraves encontradas nas medidas de DRX in situ
20 30 40 50 60 70 80
Bi
Inte
nsid
ade (
u a)
2 (graus)
Bi
20 25 30 35 40 45
66
5 CONCLUSAtildeO
A sintetizaccedilatildeo do composto nanoestruturado de Bi3Ni foi realizado de modo eficiente
apoacutes 13 horas de moagem mecacircnica
As medidas de difraccedilatildeo de Raio X possibilitaram acompanhar a evoluccedilatildeo estrutural e a
nucleaccedilatildeo da fase de Bi3Ni O refinamento realizado pelo Meacutetodo de Rietveld proporcionou a
quantificaccedilatildeo dos paracircmetros cristalograacuteficos tais como paracircmetros de rede volume da ceacutelula
unitaacuteria fraccedilatildeo das fases presentes e tamanho de cristalito Os fatores de qualidade e
convergecircncia alcanccedilaram valores satisfatoacuterios correspondendo a exata simulaccedilatildeo do padratildeo
observado
A anaacutelise teacutermica realizada por meio das medidas de DRX in situ permitiu o estudo da
estabilidade teacutermica e o acompanhamento da evoluccedilatildeo estrutural da amostra em funccedilatildeo da
temperatura Foi possiacutevel identificar duas novas fases presentes o Bi2O3 e Bi12NiO19 nucleadas
agraves custas da fase de Bi3Ni Na temperatura de 350 oC a amostra eacute composta das fases Bi12NiO19
Bi2O3 e Bi
As medidas de DSC realizadas ateacute a temperatura de 550 oC e com quatro diferentes
taxas de aquecimento foram utilizadas para se calcular com o uso da equaccedilatildeo de Kissinger a
energia de ativaccedilatildeo (Ea) necessaacuteria para promover a nucleaccedilatildeo do composto Bi12NiO19 que eacute de
12465 kJmol
O tratamento teacutermico no forno ateacute 800 oC promoveu o relaxamento dos defeitos e
tensotildees causadas durante a moagem mecacircnica e a cristalizaccedilatildeo da fase amorfa natildeo sendo mais
possiacutevel identificar no DRX realizado o perfil referente a essa fase Identificou-se novamente a
fase Bi12NiO19 aleacutem da ocorrecircncia das fases de Bi2O3 e Bi jaacute identificadas nas medidas de
DRX in situ confirmando a consistecircncia dos resultados obtidos por dois ensaios diferentes
Pocircde-se verificar o mesmo fenocircmeno em todos os ensaios que envolveram o
aquecimento da amostra Ao aquecer-se o Bi3Ni ocorre um processo de oxidaccedilatildeo que resulta
na formaccedilatildeo da fase de Bi2O3 e a fase de Bi12NiO19 todas associadas ao consumo de Bi da fase
Bi3Ni
Para realizaccedilatildeo de estudos futuros com o intuito de se obter a fase uacutenica de Bi3Ni
pode-se alterar ligeiramente as massas dos produtos com a adiccedilatildeo de um pouco de niacutequel
67
Pode-se melhorar o controle das condiccedilotildees de realizaccedilatildeo dos tratamentos teacutermicos com o
intuito de se evitar a oxidaccedilatildeo A realizaccedilatildeo de medidas de DSC ateacute a temperatura de 800 0C
poderaacute revelar picos exoteacutermicos e propiciar condiccedilotildees para se calcular a energia necessaacuteria
para promover a cristalizaccedilatildeo da fase amorfa
68
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20
transferecircncia da energia de impacto as partiacuteculas do poacute Aleacutem da dimensatildeo a massa das esferas
tambeacutem influencia no resultado final
A BPR (ball-to-powder weight ratio) ou razatildeo entre a massa das esferas e a massa do
poacute possui um efeito significante no tempo necessaacuterio para alcanccedilar uma fase particular na
amostra que estaacute sendo moiacuteda A BPR eacute inversamente proporcional ao tempo exigido na
moagem os valores de BPR podem variar de 11 ateacute valores de 220 1 Contudo BPR muito
grande pode gerar reaccedilotildees indesejaacuteveis como aumento na geraccedilatildeo de calor o que afetaria a
constituiccedilatildeo do poacute [2627]
A velocidade de rotaccedilatildeo do moinho estaacute diretamente associada agrave energia aplicada
atraveacutes de colisotildees das esferas com a amostra assim como na temperatura de processo da SM
Cada moinho possui uma velocidade criacutetica que define a otimizaccedilatildeo do desempenho do
processo Dessa forma deve-se analisar o quanto pode ser vantajoso ou prejudicial uma
temperatura elevada durante o processo da SM
Em alguns casos onde a difusatildeo eacute exigida para promover a homogeneizaccedilatildeo eou fusatildeo
do poacute pode ser vantajosa a elevaccedilatildeo da temperatura Poreacutem em outros casos o aumento da
temperatura pode acelerar o processo de transformaccedilatildeo e resultar na decomposiccedilatildeo de soluccedilotildees
soacutelidas supersaturadas ou outras fases metaestaacuteveis formadas durante a moagem tornando-se
uma desvantagem [26 27]
O paracircmetro mais importante para otimizaccedilatildeo do processo de siacutentese mecacircnica eacute a
determinaccedilatildeo do tempo de execuccedilatildeo Normalmente o tempo de moagem eacute escolhido com o
propoacutesito de conseguir um estado intermediaacuterio entre os estados de fratura e a fusatildeo a frio das
partiacuteculas do poacute A determinaccedilatildeo do tempo seraacute feita com base em vaacuterios paracircmetros como os
anteriormente mencionados Por isso eacute importante considerar que o niacutevel de contaminaccedilatildeo
pode aumentar e algumas fases indesejaacuteveis podem ser formadas quando o poacute eacute moiacutedo por
tempos maiores que o necessaacuterio [27]
A descriccedilatildeo das variaacuteveis adotadas durante o processo de SM eacute fundamental para
garantir a reprodutibilidade bem como para o estudo das influencias que cada paracircmetro pode
exercer sobre as caracteriacutesticas da amostra apoacutes o termino do processo [282930]
Assim apresenta-se na tabela 1 os principais paracircmetros relacionados a
reprodutibilidade do processo de siacutentese mecacircnica
21
Tabela 1 Principais variaacuteveis envolvidas no processo de siacutentese mecacircnica
24 Difraccedilatildeo de Raios X
A difraccedilatildeo de Raios X (DRX) eacute uma teacutecnica poderosa utilizada principalmente quando
se deseja realizar a caracterizaccedilatildeo estrutural de materiais Entretanto sua aplicaccedilatildeo eacute bem mais
ampla e versaacutetil sendo utilizada tambeacutem em aacutereas como a fiacutesica quiacutemica geologia
biotecnologia
Os raios X possuem energia suficiente para penetrarem nos soacutelidos e dessa forma se
mostram apropriados para investigarem estruturas internas Pode-se gerar raios X em
laboratoacuterio tanto pela desaceleraccedilatildeo dos eleacutetrons num alvo metaacutelico quanto pela excitaccedilatildeo dos
eleacutetrons dos aacutetomos alvo O primeiro processo fornece um espectro continuo e largo o segundo
fornece linhas acentuadas no espectro O meacutetodo normalmente utilizado nos equipamentos de
laboratoacuterio consiste em gerar os raios X fazendo com que um eleacutetron de alta energia gerado no
caacutetodo do tubo catoacutedico colida com um alvo metaacutelico acircnodo [31]
O feixe de raios X possui comprimento de onda (λ) caracteriacutestico que varia de acordo
com o material do acircnodo Para aplicaccedilotildees em cristalografia os comprimentos de onda mais
utilizados variam de 05 a 25 Ǻ Tal fato se justifica em virtude da proximidade desses valores
as menores distancias interatocircmicas observadas em materiais orgacircnicos e inorgacircnicos
PARAcircMETROS ENVOLVIDOS NO PROCESSO
1 Tipo de moinho usado
2 Tipo e material dos recipientes de moagem
3 Velocidade de moagem
4 Tempo de moagem
5 A BPR
6 Atmosfera de moagem
7 Agentes de controle de processo
8 Temperatura de moagem
22
O processo fiacutesico de espalhamento de difraccedilatildeo de raios X eacute o espalhamento elaacutestico dos
foacutetons pelos aacutetomos do material analisado que estatildeo dispostos na rede cristalina O
espalhamento ocorre quando o feixe de raios X atinge as nuvens eletrocircnicas que formam os
planos de um soacutelido cristalino em um determinado acircngulo onde uma porccedilatildeo da radiaccedilatildeo eacute
espalhada pela camada de aacutetomos superficiais e a outra parte do feixe natildeo espalhada penetra
na segunda camada de aacutetomos onde outra fraccedilatildeo eacute espalhada e o restante passa para terceira
camada e assim sucessivamente [3132] Pode-se observar uma representaccedilatildeo desse fenocircmeno
na Figura 9
Figura 9 Representaccedilatildeo geomeacutetrica da Lei de Bragg [28]
A teoria baacutesica que define o estudo de materiais cristalinos por difraccedilatildeo de raios X
baseia-se no princiacutepio de que as distribuiccedilotildees espaciais dos eleacutetrons no material definem
diferentes planos atocircmicos portanto esses planos atocircmicos espalham os raios X ndash vistos como
ondas ndash causando interferecircncia construtiva e destrutiva que se manifestam no padratildeo de raios
X como maacuteximos e miacutenimos respectivamente [33]
A ocorrecircncia de maacuteximos e miacutenimos pode ser explicada utilizando-se a Lei de Bragg
Utilizando o auxiacutelio geomeacutetrico da Figura 9 pode-se verificar que o caminho oacutetico percorrido
pelos raios X incidentes no primeiro plano do material eacute diferente do caminho percorrido pelos
feixes refratados no segundo plano A diferenccedila de caminho (δ) pode ser descrita como
δ = 2dhkl119904119890119899120579 (1)
Essa diferenccedila de percurso gera uma diferenccedila de fase (∆120593) entre as ondas refletidas que pode
ser expressa por
23
∆120593 = 2120587 δλfrasl (2)
onde λ eacute o comprimento de onda do feixe de raios X incidente Para um cristal perfeito e infinito
haveraacute interferecircncia construtiva somente quando δ = nλ onde n eacute um nuacutemero inteiro
Dessa forma a condiccedilatildeo para ocorrecircncia de interferecircncia construtiva pode ser expressa como
2119889ℎ119896119897119904119890119899120579 = 119899 λ (3)
Essa relaccedilatildeo eacute conhecia como a Lei de Bragg
Desse modo se o cristal for rotacionado cada conjunto de planos iraacute difratar a radiaccedilatildeo
quando o valor de 2dsenθ satisfizer a equaccedilatildeo Assim os dados de difraccedilatildeo satildeo coletados para
o cristal como um todo O arranjo de feixes difratados considerados em conjunto eacute
denominado padratildeo de difraccedilatildeo de cristal Se o material analisado estiver na forma de um poacute
de pequenos cristalitos aleatoriamente arranjados cada cristalito iraacute produzir seu proacuteprio padratildeo
de difraccedilatildeo [34]
Um ponto importante a ser considerado eacute que a intensidade determinada
experimentalmente definida como a intensidade total de cada difraccedilatildeo e que corresponde as
aacutereas delimitadas pelas respectivas curvas eacute maior que a prevista pela Lei de Bragg Tal
diferenccedila entre o padratildeo real e o previsto por Bragg reside no fato de o cristal natildeo ser perfeito
e nem infinito aleacutem dos feixes de raios X natildeo serem totalmente monocromaacuteticos e a radiaccedilatildeo
incidente natildeo corresponder a feixes perfeitamente paralelos Por tudo isso ao se observar um
padratildeo de raios X verifica-se que os picos possuem a forma de uma funccedilatildeo Gaussiana e natildeo a
de uma funccedilatildeo delta como previsto pela lei de Bragg Assim para valores ligeiramente
diferentes dos acircngulos de Bragg ocorreraacute tambeacutem difraccedilatildeo [35]
Se o material analisado for um liacutequido ou um soacutelido natildeo cristalino (amorfo) o padratildeo
obtido se caracteriza por uma quase completa ausecircncia de periodicidade uma certa ordem
apenas a pequenas distacircncias (de curto alcance) e uma preferecircncia estatiacutestica para uma distacircncia
interatocircmica particular Como consequecircncia os padrotildees tendem a possuir apenas um ou dois
picos alargados
Na Figura 10 ilustra-se as diferenccedilas tiacutepicas observadas nos padrotildees de difraccedilatildeo para
amostras de um cristal perfeito (A) um cristal real (B) e um liquido ou material amorfo (C)
24
Figura 10 Padratildeo de difraccedilatildeo para Cristal perfeito cristal real e liquido ou amorfo respectivamente
O estudo da direccedilatildeo e da intensidade do feixe difratado eacute importante pois permite obter
conclusotildees sobre o fator de estrutura de materiais cristalinos e de materiais amorfos As
intensidades relativas da difraccedilatildeo de estruturas cristalinas dependem do conteuacutedo da ceacutelula
unitaacuteria quanto ao nuacutemeros de eleacutetrons nos aacutetomos posiccedilotildees atocircmicas e da distribuiccedilatildeo
eletrocircnica nos aacutetomos Tem-se entatildeo o fator de estrutura que estaacute diretamente relacionado com
a intensidade das ondas espalhadas no fenocircmeno de difraccedilatildeo em materiais
241 Difratocircmetro
O difratocircmetro eacute constituiacutedo basicamente por um tubo de raios X um porta amostra
onde se incide a radiaccedilatildeo e um detector moacutevel Nos equipamentos modernos a geometria de
Bragg-Brentano se manteacutem com a diferenccedila de que a amostra permanece na posiccedilatildeo horizontal
podendo se movimentar apenas quando se utiliza um sistema de rotaccedilatildeo horizontal sobre o eixo
da amostra Nessa geometria um feixe de radiaccedilatildeo monocromaacutetica incide na amostra em forma
de poacute rotacionada de um acircngulo θ enquanto os dados satildeo coletados por um detector que se
move de 2θ [3637]
Uma representaccedilatildeo esquemaacutetica do funcionamento de um difratocircmetro pode ser vista
na Figura 11 Neste esquema verifica-se que o feixe de Raios X gerado pela fonte (A) sai do
tubo passando pela janela de beriacutelio em forma de uma linha O mesmo passa pela fenda soller
de placas paralelas passando em seguida pela fenda divergente e pela maacutescara que controlam
25
a aacuterea dos Raios X que incidem sobre a amostra (B) O feixe difratado passa pelas fendas anti-
espalhamento de recebimento e soller incidindo no detector (C) apoacutes passar por um
monocromador [353637]
Figura 11 Representaccedilatildeo esquemaacutetica de um Difratocircmetro [35]
As fendas soller tecircm como funccedilatildeo diminuir a divergecircncia axial de um feixe de raios X
A fenda divergente eacute utilizada para limitar a divergecircncia lateral do feixe de raios X de modo
que a superfiacutecie da amostra receba o maacuteximo possiacutevel da radiaccedilatildeo e ao mesmo tempo a
irradiaccedilatildeo do porta amostra seja evitada A maacutescara tem a funccedilatildeo de limitar a aacuterea linear
iluminada sobre a amostra [3839]
O feixe difratado eacute normalmente expresso atraveacutes de picos que se destacam do
background (ou linha de base) registrados num difratograma de intensidade versus o acircngulo
2θ As intensidades obtidas em acircngulos 2θ representadas atraveacutes dos picos nos difratogramas
correspondem agrave difraccedilatildeo do feixe incidente por um determinado conjunto de planos do cristal
que possuem mesma distacircncia interplanar cada qual com iacutendices de Miller hkl (reflexotildees hkl)
A intensidade a posiccedilatildeo angular (2θ) ou distacircncia interplanar (d) e o perfil satildeo as informaccedilotildees
obtidas de cada pico Cada composto cristalino apresenta um padratildeo difratomeacutetrico
caracteriacutestico permitindo sua identificaccedilatildeo atraveacutes das posiccedilotildees angulares e intensidades
relativas dos picos difratados [3639]
Na tabela 2 apresentam-se alguns fatores instrumentais e seus efeitos sobre as posiccedilotildees
forma e larguras dos picos de difraccedilatildeo [414243]
26
Tabela 2 Relaccedilatildeo entre os fatores instrumentais e os efeitos sobre os picos de DRX
25 Meacutetodo de Rietveld
O fiacutesico holandecircs Hugo M Rietveld desenvolveu em 1969 um meacutetodo para refinar
estruturas cristalinas a partir de modelos teoacutericos e de padrotildees de raios X (DRX) ou de necircutrons
[44 45]
O modelo matemaacutetico utilizado no Meacutetodo de Rietveld (MR) refina os perfis teoacutericos
dos picos de difraccedilatildeo de forma que estes perfis se aproximem dos perfis medidos O refinamento
possibilita determinar as propriedades cristalograacuteficas do material analisado como por
exemplo orientaccedilotildees preferenciais (textura) em alguns casos o tamanho meacutedio e a
microdeformaccedilatildeo de cristalitos e as dimensotildees da cela unitaacuteria [44]
Para executar o refinamento de estruturas o MR faz comparaccedilotildees do perfil real de uma
amostra (o observado ou experimental) com espectros teoacutericos calculados a partir de misturas
hipoteacuteticas de fases (o calculado) Compara-se pontualmente os valores obtidos atraveacutes da
diferenccedila entre as intensidades
Os valores satildeo ajustados utilizando-se o meacutetodo dos miacutenimos quadrados ateacute se
conseguir a melhor concordacircncia possiacutevel do padratildeo experimental com o calculado [46]
A diferenccedila entre as intensidades isto eacute a quantidade minimizada no refinamento eacute dada
pela seguinte expressatildeo
Sy = sum 120596119894(119910119894 minus 119910119888119894)2
119894 (4)
FATOR INSTRUMENTAL EFEITO SOBRE O PICO
Alinhamento e colimaccedilatildeo do feixe Afeta na largura e simetria dos picos
Excentricidade da amostra Influecircncia a largura e posiccedilatildeo dos picos
Planaridade da superfiacutecie da
amostra Produz assimetria dos picos em baixos acircngulos
Absorccedilatildeotransparecircncia da amostra Causa deslocamento dos picos alargamento e assimetria
principalmente em amostras com coeficientes de absorccedilatildeo
Tamanho das partiacuteculas e micro
deformaccedilatildeo da rede Causa variaccedilatildeo na largura e forma dos picos
27
Onde 120596119894 representa a intensidade observada no i-eacutesimo ponto (sendo expresso por 120596119894 =
1 119910119894frasl ) e 119910119894 representa a intensidade observada e 119910119888119894 a intensidade calculada [46]
As medidas precisas de intensidades dadas em intervalos de 2θ o incremento de 2θ
constante um modelo inicial proacuteximo a estrutura real da amostra satildeo alguns requisitos que
devem ser analisados antes de se iniciar o refinamento
Deve-se ficar claro que o MR natildeo se trata de um software os programas satildeo utilizados
para realizar os caacutelculos matemaacuteticos requeridos pelo meacutetodo Existem diversos programas
computacionais que usam o MR dentre eles o pacote de programas GSAS (General Structure
Analysis System) [47] e o EXPGUI [48]
Para se descrever o formato dos picos de DRX de materiais nanoestruturados
recomenda-se utilizar a funccedilatildeo perfil pseudo-Voigt de Thompson-Cox-Hasting modificada
(funccedilatildeo de perfil CW 4 no pacote GSAS [47]) que considera o modelo anisotroacutepico de Stephens
e efeitos de textura [4950]
Nesta funccedilatildeo de perfil a largura a meia altura (FWHM) das partes gaussiana (ΓG) e
Lorentziana (ΓL) eacute expressa da seguinte forma
Γ119866 = [(119880 + (1 minus 120578)2119889ℎ1198961198974 Γ119878
2(ℎ119896119897))1199051198861198992120579 + 119881119905119886119899120579 + 119882 +119875
1198881199001199042120579]
12
(5)
e
Γ119871 = 120578119889ℎ1198961198972 Γ119878(ℎ119896119897) 119905119886119899120579 +
119883+119883119890119888119900119904120601
119888119900119904120579 (6)
Onde dhkl eacute a distacircncia entre os planos da rede e θ eacute o acircngulo de Bragg Na parte gaussiana os
paracircmetros V e W dependem dos instrumentos Os paracircmetros P e o termo X + Xecosφ
descrevem respectivamente as contribuiccedilotildees Gaussianas e Lorentzianas para o tamanho de
cristalito Os paracircmetros P e X correspondem ao tamanho de cristalito isotroacutepico enquanto Xe
expressa efeitos de tamanho de cristalito anisotroacutepicos φ eacute o acircngulo entre o vector de reflexatildeo
e o seu respectivo eixo de ampliaccedilatildeo
O paracircmetro de tensatildeo isotroacutepica U e o paracircmetro de tensatildeo anisotroacutepica ΓS (hkl)
expressam o alargamento de pico causado por deformaccedilotildees na rede cristalina ΓS (hkl) eacute uma
28
funccedilatildeo do alargamento (hkl) e depende da simetria de cristal [4950] O paracircmetro η eacute um
coeficiente de mistura que determina as contribuiccedilotildees do alargamento gaussiano (η = 0) e
Lorentziano (η = 1)
O tamanho de cristalito aparente pode ser determinado pela formula de Scherrer
Considerando o refinamento de todos esses paracircmetros para ajustar as larguras de linha e
assumindo que a contribuiccedilatildeo da distribuiccedilatildeo de tamanho de cristalitos eacute anisotroacutepica isto eacute
fazendo P = 0 na equaccedilatildeo 5 pode-se calcular o tamanho de cristalito (lang119889rang) pela seguinte foacutermula
[52]
lang119889rang =(18000119870120582)
119871119909120587 (7)
Considerando tambeacutem que as microtensotildees satildeo isotroacutepicas e fazendo ΓS (hkl) =0 na
equaccedilatildeo 6 pode-se calcular seu percentual pela foacutermula contida no Manual do GSAS [52]
assim a microdeformaccedilatildeo (ε) pode ser expressa por
120576 =120587
18000radic(81198971198992)(119866119880 minus 119866119880119900)100 (8)
Onde GUo eacute o valor previamente obtido do material padratildeo utilizado na calibraccedilatildeo do
equipamento Os valores obtidos para a amostra padratildeo satildeo considerados como iniciais para
paracircmetros ajustaacuteveis e mantidos fixos para os demais durante o ajuste de difratogramas de
amostras em estudo [53]
Durante o refinamento pelo meacutetodo de Rietveld um conjunto de paracircmetros varaacuteveis eacute
calculado e refinado em relaccedilatildeo aos dados digitalizados do difratograma abaixo apresenta-se
um breve detalhamento desses paracircmetros [414243]
29
1- Fator de escala corresponde agrave correccedilatildeo de proporcionalidade entre o padratildeo
difratomeacutetrico calculado e o observado
2- Linha de base (background) eacute corrigida a partir de dados coletados no proacuteprio
difratograma e da interpolaccedilatildeo entre estes pontos Eacute importante conhecer o
comportamento da linha de base jaacute que esta fornece informaccedilotildees a respeito da presenccedila
de fases amorfas na amostra e pode ser incluiacuteda em uma rotina de quantificaccedilatildeo das
fases envolvidas
3- Perfil de pico conjunto de funccedilotildees analiacuteticas em que se modelam efeitos relacionados
ao perfil Algumas equaccedilotildees analiacuteticas satildeo propostas para corrigir estes efeitos como
as equaccedilotildees Gaussiana Lorentziana e de assimetria
4- Paracircmetros da ceacutelula Podem ser corrigidos pela Lei de Bragg (nλ=2dsenθ) onde o
espaccedilamento d estaacute relacionado aos iacutendices de Miller e portanto aos paracircmetros de
ceacutelula (a b c α β γ) A indexaccedilatildeo dos picos eacute feita levando-se em conta os paracircmetros
da ceacutelula e a intensidade calculada o que mostra certa vantagem em relaccedilatildeo a teacutecnicas
convencionais pois todos os paracircmetros que influenciam na discrepacircncia dos valores
de d satildeo refinados conjuntamente com os das intensidades
5- Fator de estrutura os paracircmetros variaacuteveis deste fator satildeo posiccedilotildees atocircmicas fatores
de temperatura isotroacutepicos ou anisotroacutepicos e o nuacutemero de ocupaccedilatildeo
6- Deslocamento paracircmetros de correccedilatildeo dos deslocamentos devido agrave fuga do ponto focal
da oacuteptica do difratocircmetro
7- Orientaccedilatildeo preferencial correccedilatildeo de problemas gerados na preparaccedilatildeo de amostra
Trabalhos da literatura mostram que a reduccedilatildeo computacional da orientaccedilatildeo preferencial
tem eficiecircncia limitada daiacute a preocupaccedilatildeo em controlar este efeito durante a preparaccedilatildeo
da amostra
30
251 Iacutendices de avaliaccedilatildeo da qualidade do refinamento
A qualidade do refinamento deve ser verificada atraveacutes de indicadores estatiacutesticos
numeacutericos que satildeo utilizados durante o processo iterativo (caacutelculos) e apoacutes o teacutermino deste
para aferir se o refinamento estaacute se procedendo de modo satisfatoacuterio [46]
Os refinamentos realizados no software GSAS [47] devem ser acompanhados no que
diz respeito a convergecircncia ao miacutenimo global por iacutendices de confiabilidade para julgar a
qualidade dos mesmos dentre eles o Rwp (R ponderado) e o 1205362 chamado de ldquogoodnees of fit
os quais estatildeo relacionados com o perfil do difratograma [46]
O Rwp eacute expresso por
119877119908119901 = ( radicsum 120596119894(119910119894minus 119910119888119894)2
119894
sum 120596119894(119910119894)2119894
) 119909 100 (9)
O denominador do Rwp eacute a funccedilatildeo de minimizaccedilatildeo (equaccedilatildeo 4) Esse eacute o iacutendice que deve
ser analisado para verificar se o refinamento estaacute convergindo Se o valor de Rwp estaacute
diminuindo entatildeo o refinamento estaacute sendo bem-sucedido Bons refinamentos fornecem
valores de Rwp da ordem de 2 a 10 tipicamente se encontram entre 10 e 20 [46]
O Rexp eacute o valor estatisticamente esperado sendo expresso conforme [54]
119877119890119909119901 = [(119873minus119875)
sum 119908119894(119910119894(119900119887119904))sup2]
12frasl
(10)
Por sua vez o 1205362 eacute definido como
1205942 = 119877119908119901
119877119890119909119901 (11)
Trata-se de um iacutendice frequentemente utilizado estando relacionado agrave qualidade do
ajuste entre o difratograma calculado e o observado Espera-se que seu valor seja equivalente a
10 em um refinamento perfeito sendo que na praacutetica valores em torno de 50 caracterizam
refinamentos otimizados [43] O Rexp utilizado para se determinar o valor de 1205362 eacute o valor
estatisticamente esperado para o Rwp
31
252 GSAS-EXPGUI
O diagrama de blocos da Figura 12 descreve os procedimentos a serem seguidos para se
iniciar um refinamento no software EXPGUI [48]
Figura 12 Diagrama de blocos com ordem dos procedimentos para iniacutecio do refinamento no EXPGUI
Iniciar o programa
Adicionar as fases
Inserir o Difratograma Experimental
Inserir o arquivo PRM
Escolha da funccedilatildeo de background
powpref
genles
Abertura do programa com criaccedilatildeo de um novo arquivo referente ao
refinamento que seraacute iniciado
A adiccedilatildeo das fases presentes na amostra normalmente utiliza-se arquivos
com as informaccedilotildees cristalograacuteficas com a extensatildeo cif
Insere-se o arquivo contendo o difratograma experimental (com a extensatildeo
gsas)
Inserir o PRM O arquivo PRM conteacutem informaccedilotildees instrumentais do
difratocircmetro utilizado como por exemplo o nome do difratocircmetro o
comprimento de onda da radiaccedilatildeo utilizada a polarizaccedilatildeo e os paracircmetros de
perfil relacionados ao alargamento instrumental
O passo seguinte eacute a escolha da funccedilatildeo de background e o nuacutemero de termos
que se iraacute utilizar O programa dispotildee de 8 tipos de funccedilotildees background Na
sequecircncia deve-se escolher a funccedilatildeo de perfil que iraacute modelar os picos de
difraccedilatildeo O GSAS possui cinco funccedilotildees Nesse trabalho utilizou-se a funccedilatildeo
nuacutemero 4
Preparar e carregar os dados
Prepara para rodar os ciclos de refinamento
32
Concluiacutedo os processos descritos na Figura 12 inicia-se o refinamento dos paracircmetros
vale ressaltar que a utilizaccedilatildeo da funccedilatildeo perfil pseudo-Voigt de Thompson-Cox-Hasting
modificada embora seja mais interessante para refinamentos de estruturas ela pode apresentar
alguma complicaccedilatildeo devido agrave grande quantidade de paracircmetros altamente correlacionados (GU
GV GW GP LX) que tornam a convergecircncia um desafio agrave paciecircncia
Entretanto a sua aplicaccedilatildeo pode ser significativamente simplificada se um refinamento
preacutevio de uma amostra padratildeo for realizado e os paracircmetros instrumentais obtidos forem
usados como paracircmetros iniciais para o refinamento do material desejado [46]
Na Figura 13 apresenta-se um print da interface do EXPGUI Durante os procedimentos
de refinamento
Figura 13 Interface do EXPGUI para refinamento dos paracircmetros
Para refinamento dos paracircmetros o conhecimento da correlaccedilatildeo de cada fator torna mais
faacutecil o sucesso e a qualidade final do refinamento Escolhendo-se a funccedilatildeo de perfil 4 tem-se as
seguintes correlaccedilotildees mostradas na tabela 3
33
Tabela 3 Correlaccedilotildees e definiccedilotildees para as variaacuteveis envolvidas no refinamento pelo MR no EXPGUI
PARAcircMETRO CORRELACcedilAtildeO NO MODELO REFINADO
GV e GW Definem a largura da gaussiana relacionada ao alargamento instrumental
GU Define a largura da gaussiana relacionada agrave micro deformaccedilatildeo da rede
GP Define a largura da gaussiana relacionada ao tamanho de cristalito
LX Define a largura da lorentziana relacionada ao tamanho de cristalito
PTEC Avalia a anisotropia do tamanho de cristalito relacionada ao alargamento de
Lorentz
SHKL Define a micro deformaccedilatildeo da rede relacionada ao alargamento de Lorentz Seu
nuacutemero de termos depende da simetria de Laue
TRNS Descreve a profundidade de penetraccedilatildeo dos raios X em uma amostra
SHFT Determina o deslocamento em 2θ devido agrave posiccedilatildeo da amostra no porta amostra
SFEC Avalia a anisotropia quando haacute falhas de empilhamento da rede
ETA Eacute o termo de mistura entre as contribuiccedilotildees de Gauss e de Lorentz
SL e HL Satildeo termos de assimetria relacionados agrave divergecircncia axial
25 Calorimetria Diferencial de Varredura
A calorimetria diferencial de varredura (Differential Scanning Calorimetry- DSC) eacute um
meacutetodo de medida bem estabelecido e usado numa ampla escala em diferentes aacutereas de
pesquisa Com as medidas de DSC eacute possiacutevel investigar a evoluccedilatildeo teacutermica dos materiais e
tambeacutem avaliar grandezas como pureza capacidade teacutermica calor de transiccedilatildeo transiccedilotildees
viacutetreas relaxaccedilatildeo teacutermica [2]
O sistema DSC consiste na detecccedilatildeo de um sinal eleacutetrico gerado pela diferenccedila de
temperatura entre o material de referecircncia cujo comportamento com a temperatura eacute conhecido
e o material que estaacute sendo investigado (amostra) O DSC eacute um meacutetodo calorimeacutetrico no qual
satildeo medidas diferenccedilas de energia A Figura 14 ilustra a configuraccedilatildeo de um DSC
34
Figura 14 Ilustraccedilatildeo da configuraccedilatildeo de um DSC
As curvas construiacutedas com os dados DSC permitem identificar substacircncias construir
diagramas de fase aleacutem de determinar a fraccedilatildeo de cristalinidade dos materiais A amostra natildeo
inerte pode sofrer periodicamente fenocircmenos de absorccedilatildeo ou geraccedilatildeo de calor em funccedilatildeo do
tempo temperatura e posiccedilatildeo do meio Entre os processos de absorccedilatildeo de calor (endoteacutermicos)
pode-se destacar a fusatildeo a sublimaccedilatildeo a adsorccedilatildeo e entre os processos de geraccedilatildeo de calor
(exoteacutermicos) destacam-se a cristalizaccedilatildeo e a desorccedilatildeo
De acordo com o fenocircmeno ocorrido com a amostra no interior do equipamento a curva
gerada poderaacute apresentar picos endoteacutermicos ou exoteacutermicos a associaccedilatildeo dos dados com um
diagrama de fases um DRX ou outra teacutecnica poderaacute ser necessaacuterio para se extrair informaccedilotildees
consistentes A Figura 15 ilustra as possiacuteveis configuraccedilotildees encontradas em uma curva tiacutepica
de DSC
Figura 15 Representaccedilatildeo graacutefica dos padrotildees geneacutericos de picos apresentados no DSC
35
Dentre os possiacuteveis fenocircmenos apresentados por uma amostra em um DSC pode-se
obter picos exoteacutermicos ou endoteacutermicos Pode-se calcular a energia de ativaccedilatildeo (Ea) necessaacuteria
para promover a cristalizaccedilatildeo ou a nucleaccedilatildeo de uma fase Para tanto eacute necessaacuterio conhecer
valores de temperaturas de pico de cristalizaccedilatildeo (Tc) medidas para diferentes taxas de
aquecimento constantes (τ) e aplicar esses valores na equaccedilatildeo de Kissinger mostrada abaixo
[2]
119897119899 (τ
1198791198882) = minus
119864119886
119877119879119888+ 119888 (12)
onde R = 831 Jmol K eacute a constante molar dos gases e c eacute uma constante arbitraria
36
3 PROCEDIMENTOS EXPERIMENTAIS
31 Produccedilatildeo da Amostra
Para produccedilatildeo da amostra de Bi3Ni utilizou-se a formula AxBy onde x + y =100 e as
relaccedilotildees abaixo descritas as quais permitem encontrar os valores em fraccedilatildeo da massa de cada
componente
119872119879119900119905119886119897 = (119909
119909+119910) 119872119860 + (
119910
119909+119910) 119872119861
119876119860 = (119909
119909+119910)
119872119860
119872119879119874119879119860119871 e (13)
119876119861 = (119910
119909 + 119910)
119872119861
119872119879119874119879119860119871
onde MTotal = massa total a ser pesada MA = massa do elemento A (constante na Tabela
Perioacutedica) MB = massa do elemento B (constante na Tabela Perioacutedica) QA = fraccedilatildeo da massa
do elemento A a ser pesada e QB = fraccedilatildeo da massa do elemento B a ser pesada
Considerando-se as relaccedilotildees acima a amostra composta pelos elementos quiacutemicos
Niacutequel (Ni) e Bismuto (Bi) foi produzida com a massa total de 3 gramas sendo 026 gramas
de Ni (Alfa Aesar com 9995 de pureza e com tamanho de partiacutecula de minus100 mesh) e 274
gramas de Bi (Alfa Aesar com 9995 de pureza e com tamanho de partiacutecula de minus100 mesh)
Para pesagem foi utilizada a balanccedila eletrocircnica de alta precisatildeo (001mg) SHIMADZU modelo
(AUW220D)
32 Siacutentese Mecacircnica
Apoacutes a preparaccedilatildeo da amostra iniciou-se a fase da moagem mecacircnica Para tal utilizou-
se o moinho High Energy Ball Mill Emax da Retsch pertencente ao Laboratoacuterio de Siacutentese e
Caracterizaccedilatildeo de Nanomateriais (LSCN) do IFAM O moinho Emax combina vantagens de
diversos tipos de moinho tais como impacto de alta frequecircncia (moinho oscilante) atrito
37
intenso (moinho oscilante de discos) e movimentos rotativos controlados do vaso de moagem
(moinho de bolas planetaacuterio) o que proporciona um oacutetimo desempenho [55]
Na Figura 16 satildeo mostradas as imagens do moinho na imagem agrave esquerda observa-se a posiccedilatildeo
de fixaccedilatildeo dos dois jarros de moagem
Figura 16 Moinho High Energy Ball Mill Emax
Os suportes de cada vaso satildeo afixados sobre dois discos que giram no mesmo sentido
movendo assim os vasos por uma trajetoacuteria circular sem que estes modifiquem sua orientaccedilatildeo
A accedilatildeo combinada da geometria dos vasos e da mecacircnica do movimento gera um forte atrito
entre as bolas a amostra e as paredes do vaso bem como uma elevada aceleraccedilatildeo que lanccedila as
bolas com forte impacto contra a amostra junto agraves paredes do vaso Disso resulta uma melhor
mistura das partiacuteculas e uma menor granulometria final [55]
O moinho possui um sistema de resfriamento por aacutegua permitindo que a elevada
aplicaccedilatildeo de energia possa ser aproveitada com eficiecircncia no processo de moagem sem que a
amostra se superaqueccedila
A amostra foi colocada no jarro de moagem juntamente com 3 esferas de accedilo inoxidaacutevel
com massa total de 2092 g resultando numa BPR aproximada de 71 O jarro de moagem foi
levado a glove box onde foi realizado o vaacutecuo do ambiente com a posterior injeccedilatildeo de gaacutes
Argocircnio e a selagem do vaso de moagem Esse procedimento teve como objetivo evitar uma
possiacutevel oxidaccedilatildeo da amostra durante a moagem mecacircnica
38
Na Figura 17 eacute possiacutevel visualizar o jarro de moagem em dois momentos sendo o
primeiro entes do fechamento com as esferas e a amostra e posteriormente durante o processo
de fechamento dentro da glove box
Figura 17 Preparaccedilatildeo e selagem do vaso de moagem
O primeiro processo de moagem da mistura foi realizado durante uma hora Apoacutes esse
tempo o jarro foi aberto e feito uma Difraccedilatildeo de Raios X (DRX) da amostra Seguiu-se entatildeo
para selagem do vaso de moagem e preparaccedilatildeo para novo ciclo de moagem O intervalo de
moagem passou a ser de 3 horas sendo realizado em trecircs etapas de 1 hora entre cada etapa
houve um intervalo de 5 minutos para resfriamento da amostra realizadas sem abertura do jarro
de moagem
No procedimento foi utilizada a rotaccedilatildeo de 1000 rpm a temperatura do vaso variou de
27 degC agrave 39 degC no final da moagem Apoacutes as 3 horas de moagem o vaso foi aberto e realizou-se
um DRX da amostra Esse processo se repetiu por seis vezes tendo gerado intervalos de tempo
de1h 4hs 7hs 10hs 13hs 16hs e 19hs de moagem
O fim da moagem foi estabelecido com base na anaacutelise dos difratogramas da amostra e
da constataccedilatildeo de equiliacutebrio na evoluccedilatildeo ou formaccedilatildeo de novas fases
39
33 Difraccedilatildeo de Raios X
As medidas de DRX foram realizadas no Laboratoacuterio de Materiais (LabMat) da UFAM
utilizando um Difratocircmetro de Raio-X modelo Empyrean da PANalytical com radiaccedilatildeo CuKα1
de 1 5406 Aring e se dividiram em duas etapas
A primeira etapa foi realizada com os intervalos de 1h 4hs 7hs 10hs 13hs 16hs e 19
horas e teve como finalidade acompanhar a evoluccedilatildeo estrutural da amostra e confirmar a
formaccedilatildeo da fase uacutenica de Bi3Ni
A Figura 18 apresenta o porta amostra em duas etapas distintas a primeira com a
amostra sendo preparada adequadamente e na segunda pronta para a realizaccedilatildeo do DRX
Figura 18 Preparaccedilatildeo da amostra para realizaccedilatildeo de DRX
Os difratogramas experimentais gerados foram submetidos agrave identificaccedilatildeo das fases
cristalinas atraveacutes de comparaccedilotildees com padrotildees difratomeacutetricos disponibilizados no banco de
dados do Inorganic Crystal Structure Database ndash ICSD
Na Figura 19 apresenta-se o goniocircmetro difratocircmetro de raio-X modelo Empyrean da
PANalytical
40
Figura 19 Difratocircmetro de Raio-X modelo Empyrean da PANalytical
Os padrotildees usados de DRX foram os seguintes
Faixa de acircngulo 10 ndash 100deg
Velocidade de escaneamento 1deg min
Tempo aproximado de realizaccedilatildeo do difratograma 45 min
Tubo de raio-X de cobre (Cu)
Voltagem 40 kV
Corrente 30 mA
Divergecircncia de fenda 10 (deg)
Dispersatildeo de fenda 10 (deg)
A segunda etapa das medidas de DRX foi realizada com uso do forno e medidas in situ
tendo sido realizadas com a amostra moiacuteda por 19 horas nas temperaturas de 250 2500 3000 e
350 0C essas medidas tiveram a finalidade de acompanhar o comportamento estrutural em
funccedilatildeo da temperatura e estudar a estabilidade teacutermica da amostra Detalhes do forno estatildeo
ilustrados nas Figuras 20
41
Figura 20 Preparaccedilatildeo da amostra e porta amostra no forno do DRX
A primeira mediccedilatildeo foi realizada a temperatura de 25 oC seguindo-se de um
aquecimento a taxa de 10 oCmin ateacute atingir a temperatura de 250 oC apoacutes atingir a temperatura
procedeu-se uma execuccedilatildeo de uma isoteacutermica por 10 minutos antes da mediccedilatildeo in situ de DRX
O procedimento foi repetido para as temperaturas de 300 oC e 350 oC conforme pode-se
observar na rampa de aquecimento da Figura 21
Figura 21 Rampa de aquecimento para medidas in situ de DRX
34 Refinamento pelo Meacutetodo de Rietveld
Para realizaccedilatildeo dos refinamentos pelo MR desta dissertaccedilatildeo utilizou-se o programa
GSAS (General Structure Analysis System) e o EXPGUI [4748]
42
Para se descrever o formato dos picos de DRX utilizou-se a funccedilatildeo perfil pseudo-Voigt
de Thompson-Cox-Hasting modificada funccedilatildeo de perfil CW 4 no pacote GSAS que considera
o modelo anisotroacutepico de Stephens e efeitos de textura [4950]
Para o coeficiente de mistura (η) que determina as contribuiccedilotildees do alargamento
gaussiano (η = 0) e Lorentziano (η = 1) nas equaccedilotildees 5 e 6 foi utilizado neste trabalho o valor
de η = 075
Os coeficientes de alargamento instrumental V e W constantes na equaccedilatildeo 5 foram
previamente obtidos a partir do DRX de uma amostra padratildeo bem cristalizada e mantidos fixos
no refinamento dos dados experimentais
Para o caacutelculo do tamanho meacutedio de cristalito com o uso da equaccedilatildeo 7 utilizou-se o
valor de K = 091 e 120582=0154056 nm
O GSAS dispotildee de 8 tipos de funccedilotildees de background neste trabalho utilizou-se a funccedilatildeo
polinomial de Chebyshev o nuacutemero de termos variou tendo sido utilizados 20 termos na funccedilatildeo
polinomial para refinamentos com a presenccedila da fase amorfa e 6 termos apoacutes a cristalizaccedilatildeo da
fase amorfa
Para iniacutecio do refinamento no programa EXPGUI foi utilizado o diagrama de blocos da
Figura 12 e para o refinamento dos paracircmetros as correlaccedilotildees da tabela 3
35 Tratamento Teacutermico
Foi realizado um tratamento teacutermico na amostra moiacuteda por 19 horas com a finalidade
de promover o relaxamento dos defeitos e tensotildees causados durante a moagem mecacircnica e a
cristalizaccedilatildeo da fase amorfa presente A partir da temperatura ambiente 25 oC iniciou-se o
aquecimento a uma taxa de 10 oCmin A temperatura final foi de 800 oC seguindo-se do
desligamento do forno que se manteve fechado ateacute que a temperatura da amostra atingisse
25 oC Em seguida a amostra foi retirada do forno e foi realizado um DRX Utilizou-se um forno
tubular com tubo de quartzo e uma atmosfera com fluxo constante de gaacutes argocircnio ilustrado
na Figura 22
43
Figura 22 Forno utilizado para realizar o tratamento teacutermico
36 Calorimetria Diferencial de Varredura (DSC)
As medidas de DSC foram realizadas na amostra moiacuteda por 19 horas em uma ceacutelula
Netzsch modelo DSC 3500 Sirius pertencente ao Laboratoacuterio de Termo ciecircncias da UFAM
Para realizaccedilatildeo das medidas utilizou-se um fluxo de proteccedilatildeo de N2 a 50 mlmin com
temperatura inicial de 25 oC e temperatura final de 550 oC
Foram realizadas quatro medidas com as taxas de transferecircncia de calor de 25 oCmin
5 oCmin 10 oCmin e 20 oCmin Foram utilizados cadinhos (porta amostra) de alumiacutenio e a
massa meacutedia de 22 mg de amostra foi utilizada nos quatro experimentos
Na Figura 23 eacute mostrada a ceacutelula Netzsch modelo DSC 3500 Sirius onde foram
realizadas as medidas e os cadinhos sendo dois fechados e um com a amostra visiacutevel
Figura 23 Equipamento utilizado para realizar o DSC
44
4 RESULTADOS E DISCUSSOtildeES
41 Evoluccedilatildeo estrutural
A Figura 24 mostra a evoluccedilatildeo estrutural durante o processo de siacutentese conforme
descrito nos procedimentos experimentais Qualitativamente podemos ver nesta figura uma
modificaccedilatildeo gradativa dos padrotildees de difraccedilatildeo O pico mais intenso da amostra moiacuteda por 1
hora corresponde ao plano (1 0 -2) do Bi precursor
Acompanhando o comportamento deste plano em especiacutefico constata-se que entre a
primeira e a quarta hora o mesmo sofre apenas uma ligeira diminuiccedilatildeo Concomitantemente
com este decreacutescimo emergem pequenos novos picos em 2θ aproximadamente entre 28 e 35o
Com 7 horas de moagem os novos picos satildeo evidentes e foram identificados junto agrave base de
dados do ICSD como a estrutura desejada Bi3Ni grupo espacial Pnma (cartatildeo nuacutemero 391336)
Em 13 horas de moagem o pico do Bi atinge seu miacutenimo e segue estaacutevel ateacute 19 h de moagem
Dada a observaccedilatildeo da estabilizaccedilatildeo estrutural o processo foi interrompido Uma anaacutelise mais
detalhada dos difratogramas seraacute mostrada e discutida na sequecircncia
Figura 24 Padratildeo de difraccedilatildeo observado para amostra e Bi3Ni durante todo intervalo de moagem
10 20 30 40 50 60 70 80
19h
16h
1h
10h
1h
7h
4h
2(graus)
1h
13h
Inte
nsid
ade (
ua
)
45
Na Figura 25 mostramos a indexaccedilatildeo das fases na primeira hora de moagem onde foi
verificada o iniacutecio da nucleaccedilatildeo do Bi3Ni Tambeacutem eacute possiacutevel observar os picos do elemento
precursor minoritaacuterio no caso o Niacutequel (cartatildeo ICSD 64703)
Figura 25 Difratograma obtido apoacutes a primeira hora de moagem
Seguindo o processo de moagem conforme descrito nos procedimentos experimentais
a amostra foi moiacuteda por mais 3 horas totalizando 4 horas de moagem os difratogramas obtidos
satildeo apresentados nas Figuras 26 e 27 Nesta etapa jaacute natildeo eacute mais possiacutevel identificar a presenccedila
dos picos referentes ao niacutequel dessa forma somente satildeo observados os picos do bismuto e do
Bi3Ni Poreacutem como verificamos na Figura 24 a nucleaccedilatildeo da liga Bi3Ni continua ocorrendo
sistematicamente
Na Figura 26 mostramos uma comparaccedilatildeo do difratograma padratildeo de Bi3Ni (cartatildeo
nuacutemero 391336 do ICSD) com o difratograma da amostra moiacuteda por 4 horas plotados em
conjunto para destacar a nucleaccedilatildeo da fase de Bi3Ni
Na Figura 27 apresenta-se o resultado do refinamento pelo meacutetodo de Rietveld para as
4 horas de moagem Eacute possiacutevel verificar um bom acordo entre o padratildeo de DRX da amostra e
o padratildeo refinado por MR Os fatores de qualidade podem ser verificados na tabela 4 Neste
refinamento obtivemos uma fraccedilatildeo de fase equivalente a 67 de Bi e 33 de Bi3Ni
46
Figura 26 Difratograma da amostra moiacuteda durante 4 horas (curva com ruiacutedo) e o padratildeo idealizado
do Bi3Ni calculado a partir do arquivo CIF (cartatildeo ICSD no 391336)
Figura 27 Padratildeo observado no DRX (4horas) calculado e residual obtidos no refinamento pelo MR
10 20 30 40 50 60 70 80
23 24 25 26 27 28 29 30 31 32 33
Inte
nsid
ade (
ua
)
2(graus)
4 horas
CIF Bi3Ni
10 20 30 40 50 60 70 80
Experimental
Calculado
Residual
Inte
nsid
ade (
u a)
2 (graus)
4 horas
25 30 35 40 45
47
Em todas as etapas do processo de moagem foram obtidos refinamentos com iacutendices de
qualidade muito semelhantes Natildeo houve alteraccedilatildeo nos acircngulos da ceacutelula unitaacuteria do composto
de Bi3Ni que permanecerem com α= β= λ = 90o Os valores obtidos para os iacutendices de avaliaccedilatildeo
da qualidade e os paracircmetros de rede encontram-se na tabela 4
Tabela 4 Valores de Rwp e 1205362 obtidos nos refinamentos realizados durante o processo de moagem
mecacircnica para o Bi3Ni
Com os resultados obtidos nos refinamentos determinou-se as contribuiccedilotildees em
porcentagem de cada fase em funccedilatildeo do tempo de moagem Verifica-se que apoacutes a primeira
hora de moagem natildeo se identifica no difratograma a presenccedila de Ni entretanto a fase de Bi3Ni
continua nucleando indicando que ainda existe niacutequel disponiacutevel para a formaccedilatildeo desta fase
Pode-se conceber algumas hipoacuteteses para este fato A primeira refere-se agrave sensibilidade do
equipamento de DRX que natildeo identifica precisamente elementos com fraccedilatildeo de fase menor
que 10 Outa hipoacutetese provaacutevel pode ser atribuiacutea a uma adesatildeo do niacutequel nas paredes do jarro
de moagem ou nas esferas de accedilo tendo em vista sua ductilidade
Na Figura 28 foi plotado a fraccedilatildeo de cada uma das fases presentes no processo de
moagem em funccedilatildeo do tempo Fica evidente que apoacutes a primeira hora a fraccedilatildeo de fase do niacutequel
eacute zero mas continua ocorrendo a nucleaccedilatildeo do Bi3Ni que estabiliza em 13 horas
TEMPO DE MOAGEM RWP 1205362 PARAcircMETROS DE REDE DO BI3NI
a (Å) b (Å) c (Å) Volume (Å3)
4 HORAS 77 139 8890(9) 4102(1) 11502(1) 41949(6)
7 HORAS 70 137 8891(3) 4106(1) 11500(1) 41986(9)
10 HORAS 71 131 8888(1) 4104(8) 11495(1) 41939(5)
13 HORAS 65 124 8893(5) 4104(3) 11507(1) 42003(2)
16 HORAS 64 124 8888(7) 4102(9) 11499(9) 41940(1)
19 HORAS 63 123 8894(1) 4105(1) 11506(5) 42012(3)
48
Figura 28 Fraccedilatildeo das fases de Ni Bi e Bi3Ni em funccedilatildeo do tempo de moagem
Utilizando-se a equaccedilatildeo 7 com os dados obtidos no refinamento pelo MR calculou-se
o tamanho meacutedio dos cristalitos de Bi3Ni em funccedilatildeo do tempo de moagem Na Figura 29
apresenta-se em forma de um graacutefico os valores obtidos Observamos que entre a quarta e a
seacutetima hora haacute um aumento aproximado de 14 no tamanho meacutedio do cristalito pode-se
atribuir esse aumento a uma possiacutevel deformaccedilatildeo plaacutestica da amostra acarretando num
acreacutescimo da aacuterea de superfiacutecie o que aumentaria progressivamente a probabilidade de
soldagem a frio dessas partiacuteculas gerando assim um aumento do tamanho meacutedio do cristalito
Entre a seacutetima e a deacutecima hora de moagem ocorre uma reduccedilatildeo de 26 no tamanho do
cristalito maior valor percentual obtido entre intervalos de moagem Entre a deacutecima sexta e a
deacutecima nona hora haacute uma estabilizaccedilatildeo no processo de reduccedilatildeo do tamanho de cristalito
Obtivemos no final do processo uma reduccedilatildeo total de aproximadamente 59 o que representa
um tamanho meacutedio de cristalito na ordem de 2653 nm
Plota-se na Figura 29 um graacutefico com tamanho meacutedio de cristalito do composto Bi3Ni
em funccedilatildeo do tempo de moagem
0 5 10 15 20
0
20
40
60
80
100
Fra
ccedilao d
e fases (
)
Tempo de moagem ( horas)
Bi
Bi3Ni
Ni
49
Figura 29 Tamanho meacutedio de cristalito de Bi3Ni em funccedilatildeo do tempo de moagem
Natildeo houve formaccedilatildeo de novas fases ou aparentemente quaisquer outras alteraccedilotildees
significativas apoacutes a deacutecima terceira hora de moagem Os uacutenicos efeitos com a continuaccedilatildeo da
moagem foram a melhora da cristalizaccedilatildeo da fase de interesse e o aumento de intensidade do
perfil referente a fase amorfa Poreacutem o processo de moagem totalizou 19 horas a finalidade
deste intervalo apoacutes a estabilizaccedilatildeo de formaccedilatildeo da fase pretendida foi verificar a possibilidade
de oxidaccedilatildeo da amostra que ficou exposta ao ambiente durante a execuccedilatildeo do DRX
Observa-se nos difratogramas da Figura 24 a formaccedilatildeo de uma acentuada elevaccedilatildeo na
linha de base entre a faixa de 2θ que vai de aproximadamente 26deg a 36deg A forma ou perfil
dessa elevaccedilatildeo eacute um forte indicio do aparecimento de uma fase amorfa Para alcanccedilar bom
acordo nos refinamentos Rietveld foram necessaacuterios 20 termos na funccedilatildeo polinomial de
Chebyshev para descrever estas linhas de base (background)
Analisando-se portanto os difratogramas referentes agraves etapas de 10 13 16 e 19 horas
eacute possiacutevel identificar o crescimento dessa fase amorfa conforme mostramos na Figura 30
4 6 8 10 12 14 16 18 20
25
30
35
40
45
50
55
Ta
ma
nh
o m
eacuted
io d
e c
rista
lito
(n
m)
Tempo de moagem (horas)
50
Estas curvas satildeo particularmente interessantes uma vez que podemos avaliar as
distacircncias R entre os primeiros vizinhos da fase desordenada aplicando a equaccedilatildeo de Ehrenfest
que pode ser expressa como [56]
2Rsen(θ) = 123λ (14)
O maacuteximo destas curvas correspondem a 2θ ~29o o que nos leva a distacircncias aproximada
de 38 Aring Esta distacircncia natildeo fere nenhum viacutenculo de distancias entre os atamos para
Ni-Ni~248 Aring Ni-Bi~ 278 Aring Bi-Bi~308 Aring Bi-O~214 Aring
Figura 30 Comparaccedilatildeo das funccedilotildees de background para a amostra moiacuteda por 10 13 16 e 19 horas
Com objetivo de avaliar com mais detalhes a estrutura nanocristalina e amorfa
realizamos medidas de difraccedilatildeo com configuraccedilotildees que produzissem uma maior qualidade nos
dados obtidos utilizamos uma cacircmara com baixo vaacutecuo e aumentamos o tempo de aquisiccedilatildeo
dos dados
A Figura 31 mostra o padratildeo obtido para a amostra final moiacuteda por 19 horas
Destacamos a evidente fase amorfa que se forma
10 20 30 40 50 60 70 80
19 horas
16 horas
13 horas
10 horas
Inte
nsid
ade (
u a)
2 (graus)
51
Figura 31 Formaccedilatildeo da fase amorfa na amostra de Bi3Ni apoacutes 19 horas de moagem
Comparando o padratildeo de DRX obtido para amostra moiacuteda por 19 horas com o
difratograma padratildeo de Bi3Ni (cartatildeo nuacutemero 391336 do ICSD) pode-se constatar a
equivalecircncia dos picos conforme apresentada Figura 32
Com os difratogramas de maior resoluccedilatildeo verificamos a presenccedila embora em uma
pequena fraccedilatildeo de Bi (ICSD no 64703) Assim como uma ligeira sugestatildeo da existecircncia de
Bi2O3 (ICSD no 41764) vislumbra-se essa fase em virtude da possiacutevel oxidaccedilatildeo da amostra
devido as sucessivas aberturas do jarro de moagem para realizaccedilatildeo do DRX entretanto
diferentemente do que se percebe para o bismuto natildeo haacute nenhum pico referente ao oxido de
bismuto
Na posiccedilatildeo de 2θ~27o existe um pico caracteriacutestico do Bi2O3 entretanto mesmo com a
melhor resoluccedilatildeo do DRX natildeo eacute possiacutevel distinguir claramente a fase do oxido de bismuto
assim durante o processo de refinamento pelo MR natildeo foi adicionada a fase relativa ao oxido
O refinamento pelo meacutetodo de Rietveld referente a amostra moiacuteda por 19h encontra-se
na Figura 33 percebe-se a boa concordacircncia obtida para a fase de interesse Bi3Ni e a fase
20 30 40 50 60 70 80
Bi
Inte
nsid
ade (
u a)
2 (graus)
Bi
20 25 30 35 40 45
52
amorfa O asterisco indicando o pico principal do Bi salienta que essa fase por contribuir
modestamente em um difratograma tatildeo complexo natildeo eacute bem ajustada
Figura 32 Difratograma da amostra moiacuteda 19h em conjunto com os CIFs de o Bi3Ni Bi e Bi2O3
Figura 33 Difratograma da amostra moiacuteda 19h e refinada por meacutetodo de Rietveld partindo dos CIFs
do Bi3Ni Bi
20 30 40 50 60 70 80
19 horas
Bi3Ni
Bi
Bi2O
3
In
tensid
ade (
u a)
2 (graus)
25 30 35 40
20 30 40 50 60 70 80
Experimental (19h)
Calculado
Residual
Inte
nsid
ade (
u a)
2 (graus)
20 25 30 35 40 45 50
53
Os trabalhos cientiacuteficos que versam sobre a produccedilatildeo e a caracterizaccedilatildeo do composto
Bi3Ni descrevem que a siacutentese pode ser realizada por vaacuterios mecanismos normalmente as
metodologias mais usadas para obtenccedilatildeo envolvem os processos em meio quiacutemico a
eletrodeposiccedilatildeo e a solidificaccedilatildeo raacutepida Em alguns casos utilizou-se longos processos teacutermicos
que envolvem a permanecircncia da amostra num forno de resistecircncia a 1100 degC durante 3 dias
[13] ou processos de sinterizaccedilatildeo com recozimento a vaacutecuo a temperatura de 1000 degC por 24
horas [15] Relata-se tambeacutem que conforme ocorreu neste trabalho algumas amostras
apresentam pequenos traccedilos de Bi em sua composiccedilatildeo final [13]
Dessa forma o primeiro desafio desse trabalho foi produzir uma fase uacutenica de Bi3Ni por
meio da moagem mecacircnica entretanto verificou-se no resultado obtido no DRX e no
refinamento pelo MR que a fase de Bi3Ni embora apresente uma fraccedilatildeo de 999 ainda possui
leves traccedilos do pico mais intenso de bismuto (indicado por um asterisco na Figura 33) Uma
proposta futura seria portanto acrescentar uma pequena quantidade de Ni para interagir com
esse Bi remanescente
42 Medidas de DRX in situ
Com o objetivo de estudar a estabilidade teacutermica e acompanhar a evoluccedilatildeo estrutural da
amostra em funccedilatildeo da temperatura foram realizadas medidas de DRX in situ conforme
descrito nos procedimentos experimentais A Figura 34 apresenta os quatro difratogramas
obtidos
A temperatura de 25 oC observa-se uma fase uacutenica do composto Bi3Ni (com jaacute
mencionado anteriormente a amostra possui uma leve indicaccedilatildeo da presenccedila de bismuto) que
possui estrutura ortorrocircmbica e grupo espacial Pnma eacute a mesma apresentada na Figura 32
A medida que aumentamos a temperatura conforme descrito na seccedilatildeo 3 Figura 21
inicia-se uma transformaccedilatildeo do composto inicial para o crescimento da fase tetragonal de Bi2O3
(ICSD no 41764) e da fase precursora de Bi Essa alteraccedilatildeo na composiccedilatildeo da amostra ocorre
em virtude da degradaccedilatildeo da fase Bi3Ni que conforme eleva-se a temperatura tem sua fraccedilatildeo
diminuiacuteda conforme verifica-se na Figura 36 Embora as medidas in situ terem sido feitas em
baixo vaacutecuo natildeo foi impedido o crescimento do Bi2O3
54
Na Figura 34 encontram-se plotados os DRX referentes as medidas realizadas em 25o
250o 300o e 350 oC as curvas foram deslocadas verticalmente para melhor comparaccedilatildeo
Figura 34 Padratildeo observado nos DRX da amostra submetida a aquecimento
A temperatura de 250 oC temos a ocorrecircncia de trecircs fases Bi3Ni Bi2O3 e Bi
O refinamento estrutural pelo meacutetodo de Rietveld estaacute mostrado na Figura 35 Mesmo tratando-
se de uma amostra com um elevado nuacutemeros de pico aleacutem da presenccedila de uma fase amorfa o
acordo entre o experimental e o calculado eacute notaacutevel Os valores dos iacutendices de avaliaccedilatildeo da
qualidade do refinamento referentes as quatro medidas realizadas encontram-se na tabela 5
20 30 40 50 60 70 80
350 0C
300 0C
250 0C
Inte
nsid
ade (
ua
)
2 (graus)
25 0C
55
Figura 35 Padratildeo obtidos no refinamento pelo MR para amostra aquecida a 250 0C
Tabela 5 Valores de Chi2 e de Rwp obtidos nos refinamentos realizados durante o processo de
aquecimento
A temperatura de 300 oC comeccedila a formaccedilatildeo da uma nova fase cubica de grupo espacial
I23 o Bi12NiO19 em detrimento da diminuiccedilatildeo da fase de Bi3Ni Aleacutem do aumento da fraccedilatildeo
da fase de Bi2O3
Temperatura de realizaccedilatildeo da medida Rwp 1205362
25 0C 69 23
250 0C 83 18
300 0C 98 26
350 0C 99 25
10 20 30 40 50 60 70 80
Inte
nsid
ade (
ua
)
2 (graus)
Experimental
Calculado
Residual
250 0C
25 30 35 40
56
O uacuteltimo DRX foi realizado a 350 oC a principal alteraccedilatildeo dessa medida refere-se ao
fato da inexistecircncia de picos referentes agrave fase Bi3Ni A fase majoritaacuteria torna-se agora a fase
referente ao Bi e a fase Bi12NiO19 (indexado na base de dados PDF2 mas natildeo na base de dados
ICSD) permanece estaacutevel isto eacute sem alteraccedilotildees significativas em sua fraccedilatildeo O fato de estarem
presentes picos referentes ao Bi mesmo apoacutes termos ultrapassado a temperatura de fusatildeo pode
ser explicado levando-se em consideraccedilatildeo a baixa condutividade teacutermica do bismuto aliado ao
excesso de defeitos produzidos na moagem assim natildeo obteve-se a fusatildeo do elemento
Utilizamos os dados obtidos nos refinamentos para plotar o graacutefico exposto na Figura
36 onde eacute possiacutevel observar a fraccedilatildeo de cada fase em funccedilatildeo da temperatura de execuccedilatildeo do
DRX Percebe-se a raacutepida decomposiccedilatildeo da fase de Bi3Ni que entre 250 oC e 350 oC apresenta
uma reduccedilatildeo percentual de aproximadamente 88 concomitantemente ao crescimento
percentual da fase de Bi
Figura 36 Fraccedilotildees de fase em funccedilatildeo da temperatura de realizaccedilatildeo do DRX in situ
O DRX realizado na amostra a 350 oC eacute mostrado na Figura 37 em conjunto aos CIFs
das fases constituintes Para a fase Bi12NiO19 natildeo foi encontrado o CIF no banco de dados do
Inorganic Crystal Structure Database (ICSD) Para refinar utilizando o meacutetodo de Rietveld
partimos do protoacutetipo estrutural de Bi26-x Mx O40-y (M = Mg Al Co Ni) O CIF desta fase
25 75 125 175 225 275 325 375
0
20
40
60
80
100
Fra
ccedilao d
e F
ases (
)
Temperatura (0C)
Bi3Ni
Bi2O
3
Bi
Bi12
NiO19
57
resultante estaacute mostrado em vermelho na Figura 37 e uma representaccedilatildeo da ceacutelula unitaacuteria na
Figura 38 os aacutetomos de oxigecircnio estatildeo representados na cor vermelha e o niacutequel em verde
Figura 37 Padratildeo observado no DRX da amostra em 350 oC em comparaccedilatildeo com o CIF das fases
constituintes
Figura 38 Projeccedilatildeo do eixo a e em perspectiva do Bi12NiO19
10 20 30 40 50 60 70 80
Inte
nsid
ade (
ua
)
2(graus)
350 graus
Bi2O
3
Bi
Bi12
NiO19
20 25 30 35 40 45 50 55
58
O refinamento estrutural utilizando estas fases estaacute mostrado na Figura 39 e os valores
referentes aos paracircmetros de rede obtidos para o refinamento da fase Bi12NiO19 constam na
tabela 6
Figura 39 Padratildeo obtidos no refinamento pelo MR para amostra aquecida a 350 0C
Tabela 6 Paracircmetros da ceacutelula unitaacuteria da estrutura Bi12NiO19
A Figura 40 conteacutem as fotografias retiradas do forno do difratocircmetro antes e apoacutes a
realizaccedilatildeo da medida Eacute possiacutevel verificar que a amostra devido a dilataccedilatildeo volumeacutetrica e a
fusatildeo do bismuto transborda o porta amostra
Paracircmetros de Rede a = b=c=10258(8) Aring
Acircngulos α = β = γ = 900
Volume da ceacutelula 107966(2) Aring3
Grupo de simetria Cuacutebico
Grupo espacial I23
10 20 30 40 50 60 70 80
Inte
nsid
ade (
ua
)
2 (graus)
Calculado
Experimental
Residual
350 0C
20 25 30 35 40 45
59
Figura 40 Fotografia do forno do DRX antes a apoacutes a realizaccedilatildeo das medidas
43 Calorimetria Diferencial de Varredura (DSC)
Com a finalidade de estudar e melhor entender a evoluccedilatildeo estrutural da amostra
observada nas medidas in situ realizou-se medidas DSC conforme descrito nos procedimentos
experimentais a temperatura final foi de 550 oC
Na Figura 41 mostramos as medidas DSC feitas em diferentes taxas de aquecimento
realizadas na amostra moiacuteda por 19 horas Em todas as 4 medidas vemos comportamentos
exoteacutermicos e endoteacutermicos Os picos endoteacutermicos ocorreram a uma temperatura aproximada
de 270 0C temperatura essa equivalente ao ponto de fusatildeo do bismuto e foram atribuiacutedos a
fusatildeo do Bi ocorrida em duas etapas
Comparando-se os resultados obtidos nas medidas in situ onde observamos a nucleaccedilatildeo
de uma nova fase a partir da temperatura de 250 oC com os resultados obtidos no DSC podemos
concluir que o pico exoteacutermico presente no termograma corresponde agrave nucleaccedilatildeo da fase de
Bi2O3
Com a finalidade de calcular a energia de ativaccedilatildeo (Ea) necessaacuteria para promover essa
nucleaccedilatildeo aplicamos a metodologia proposta por Kissinger [2] Conforme indicado na Figura
41 as 4 medidas foram feitas com taxas de aquecimento de 25 5 10 e 20 oCmin
60
A Figura 42 mostra em detalhes a Figura 41 onde vemos os valores das temperaturas
de pico de cristalizaccedilatildeo (Tc) e as referidas taxas de aquecimento (120591) Como era esperado a
medida que a taxa de aquecimento aumenta a temperatura de pico tambem aumenta
Figura 41 Termograma DSC plotados em conjunto para os diferentes fluxos de calor
Figura 42 Espectros DSC com as temperaturas de pico e suas respectivas taxas de aquecimento
100 150 200 250 300 350 400 450 500 550
250Cmin
50Cmin
100Cmin
fluxo d
e c
alo
r (u
a)
Temperatura (0C)
200Cmin
exo
230 235 240 245 250 255 260 265 270 275 280 285
250Cmin
50Cmin
100Cmin
fluxo d
e c
alo
r (u
a )
Temperatura (0C)
242 0C
252 0C
266 0C
278 0C
200Cmin
exo
61
Com os dados fornecidos na Figura 42 pode-se calcular a energia de ativaccedilatildeo referente
a nucleaccedilatildeo da fase de Bi2O3 Plotando-se um graacutefico linear de ln(120591
1198791198882) versus
1
119879119888 onde o
coeficiente angular eacute (minus119864119886
119877) obteacutem-se a energia de ativaccedilatildeo A Figura 43 apresenta a
linearizaccedilatildeo da equaccedilatildeo 16 de onde se obteacutem a energia de ativaccedilatildeo do processo de nucleaccedilatildeo
do Bi2O3
Figura 43 Graacutefico linear do ln(120591
1198791198882) versus
1
119879119888
Logo considerando as relaccedilotildees anteriormente definidas eacute possiacutevel calcular a energia de
ativaccedilatildeo uma vez que m = (minus119864119886
119877) e R = 831 jmol K Desse modo a energia de ativaccedilatildeo
necessaacuteria para promover a nucleaccedilatildeo da fase Bi2O3 eacute de 12465 kJmol
A metodologia proposta permitiria tambeacutem calcular a energia de ativaccedilatildeo necessaacuteria
para cristalizar a fase amorfa as medidas de DSC foram planejadas ateacute a temperatura de
550 oC devido a limitaccedilotildees do equipamento poreacutem como fica evidente na Figura 41 natildeo se
observa nenhum pico exoteacutermico apoacutes os 350 oC que se possa estar associado a cristalizaccedilatildeo da
fase amorfa O pico exoteacutermico existente como jaacute mencionado ocorreu a uma temperatura que
variou de 242 0C agrave 278 0C e refere-se agrave nucleaccedilatildeo de fase
182 184 186 188 190 192 194
-115
-110
-105
-100
-95
ln (
T2 c)
1Tc (10
-3 k
-1)
62
44 Tratamento teacutermico
Apoacutes a realizaccedilatildeo das medidas de DRX in situ e das medidas de DSC a fase amorfa
ainda se encontrava presente assim foi realizado um tratamento teacutermico com a finalidade de
promover a cristalizaccedilatildeo da fase amorfa presente
O tratamento teacutermico foi realizado a uma taxa constante de 10 0Cmim ateacute a temperatura
de 800 0C com a atmosfera protegida por gaacutes argocircnio Na Figura 44 apresenta-se o difratograma
da amostra realizado apoacutes o do tratamento teacutermico vemos no detalhe que a acentuada elevaccedilatildeo
na linha de base entre a faixa de 2θ que vai de aproximadamente 26deg agrave 36deg e que corresponde
a fase amorfa desapareceu completamente
Figura 44 Difratograma da amostra apoacutes tratamento teacutermico
Para a amostra tratada termicamente foram identificadas trecircs fases similar ao observado
nas medias in situ a 350 oC foram identificadas a fase cuacutebica Bi12NiO19 a fase tetragonal de
Bi2O3 (ICSD no 41764) e a fase romboeacutedrica de Bismuto (ICSD no 64703) Na Figura 45
apresentamos o padratildeo observado plotado juntamente com o CIF das 3 fases identificadas
10 20 30 40 50 60 70 80
Inte
nsid
ad
e (
ua
)
2 (graus)
Pos Tratamento Teacutermico
20 25 30 35 40 45 50 55 60
63
Figura 45 Difratograma da amostra apoacutes tratamento teacutermico em conjunto com os CIFs de Bi Bi2O3 e
Bi12NiO19
Pode-se verificar no padratildeo do difratograma da Figura 45 que pelo formato da linha de
base obtida ocorreu a cristalizaccedilatildeo da fase amorfa e as fases identificadas correspondem aos
picos presentes no DRX da amostra
O refinamento realizado pelo MR confirmou a identificaccedilatildeo das fases contidas na
amostra no sentido da exata correspondecircncia entre os picos obtidos nos padrotildees calculados e
observados As fraccedilotildees das fases da amostra que sofreu tratamento teacutermico em comparaccedilatildeo com
as fraccedilotildees obtidas no DRX in situ estatildeo apresentados na tabela 7
Tabela 7 Fraccedilotildees das fases apoacutes tratamento teacutermico e DRX in situ a 350 oC
Fraccedilatildeo das fases Tratamento Teacutermico DRX in situ a 350 oC
Bi12NiO19 90 137
Bi2O3 89 20
Bi 11 663
10 20 30 40 50 60 70 80
Inte
nsid
ade (
ua
)
2 (graus)
Observado
Bi
Bi2O
3
Bi12
NiO19
25 30 35 40 45 50 55
64
O aumento da temperatura propicia a nucleaccedilatildeo das fases de Bi2O3 e Bi12NiO19 em
detrimento da diminuiccedilatildeo da fase Bi3Ni
O refinamento pelo meacutetodo de Rietveld para amostra que sofreu tratamento teacutermico
apresentou uma boa concordacircncia para os perfis calculado e experimental Nesse refinamento
foi utilizado o CIF modificado de Bi12NiO19 Na Figura 46 temos o padratildeo experimental e o
calculado obtidos no refinamento pelo MR
Figura 46 Padratildeo observado e experimental refinado pelo MR para amostra tratada termicamente
Compara-se na Figura 47 os difratogramas obtidos para amostra tratada termicamente e
para o DRX in situ a temperatura de 350 oC eacute possiacutevel identificar a correspondecircncia entre os
picos entretanto eacute notaacutevel a diferenccedila na linha de base do difratograma referente ao DRX in
situ contra o DRX da amostra submetida a tratamento teacutermico Pode-se concluir que para
ocorrer a cristalizaccedilatildeo da fase amorfa eacute necessaacuterio que a temperatura do tratamento teacutermico seja
superior a 550 0C
10 20 30 40 50 60 70 80
Inte
nsid
ade (
ua
)
2 (graus)
Calculado
Experimental
Residual
Pos Tratamento Teacutermico
65
Outro fenocircmeno perceptiacutevel eacute o deslocamento em 2θ da posiccedilatildeo dos picos O
difratograma da amostra que foi ao forno do DRX tem a posiccedilatildeo dos seus picos deslocados para
direita em comparaccedilatildeo ao observado no CIF do Bi12NiO19 e no DRX da amostra que passou
por tratamento teacutermico Podemos associar esse deslocamento a contraccedilatildeo do volume da ceacutelula
unitaacuteria Considerando o valor padratildeo do volume do composto Bi12NiO19 constante na tabela
5 ocorreu uma reduccedilatildeo de volume de aproximadamente 155 para amostra tratada
termicamente e uma variaccedilatildeo positiva de 005 para amostra do DRX in situ Na Figura 47
plotamos juntos os difratogramas da amostra tratada termicamente da amostra que realizou a
medida in situ a 350 0C e o CIF do Bi12NiO19
Figura 47 Difratogramas das amostras apoacutes tratamento teacutermico e DRX in situ em conjunto com o
CIF do Bi12NiO19
O tratamento teacutermico realizado produziu o resultado esperado cristalizando a fase
amorfa As fases presentes na amostra apoacutes a realizaccedilatildeo do tratamento estatildeo em conformidade
agraves encontradas nas medidas de DRX in situ
20 30 40 50 60 70 80
Bi
Inte
nsid
ade (
u a)
2 (graus)
Bi
20 25 30 35 40 45
66
5 CONCLUSAtildeO
A sintetizaccedilatildeo do composto nanoestruturado de Bi3Ni foi realizado de modo eficiente
apoacutes 13 horas de moagem mecacircnica
As medidas de difraccedilatildeo de Raio X possibilitaram acompanhar a evoluccedilatildeo estrutural e a
nucleaccedilatildeo da fase de Bi3Ni O refinamento realizado pelo Meacutetodo de Rietveld proporcionou a
quantificaccedilatildeo dos paracircmetros cristalograacuteficos tais como paracircmetros de rede volume da ceacutelula
unitaacuteria fraccedilatildeo das fases presentes e tamanho de cristalito Os fatores de qualidade e
convergecircncia alcanccedilaram valores satisfatoacuterios correspondendo a exata simulaccedilatildeo do padratildeo
observado
A anaacutelise teacutermica realizada por meio das medidas de DRX in situ permitiu o estudo da
estabilidade teacutermica e o acompanhamento da evoluccedilatildeo estrutural da amostra em funccedilatildeo da
temperatura Foi possiacutevel identificar duas novas fases presentes o Bi2O3 e Bi12NiO19 nucleadas
agraves custas da fase de Bi3Ni Na temperatura de 350 oC a amostra eacute composta das fases Bi12NiO19
Bi2O3 e Bi
As medidas de DSC realizadas ateacute a temperatura de 550 oC e com quatro diferentes
taxas de aquecimento foram utilizadas para se calcular com o uso da equaccedilatildeo de Kissinger a
energia de ativaccedilatildeo (Ea) necessaacuteria para promover a nucleaccedilatildeo do composto Bi12NiO19 que eacute de
12465 kJmol
O tratamento teacutermico no forno ateacute 800 oC promoveu o relaxamento dos defeitos e
tensotildees causadas durante a moagem mecacircnica e a cristalizaccedilatildeo da fase amorfa natildeo sendo mais
possiacutevel identificar no DRX realizado o perfil referente a essa fase Identificou-se novamente a
fase Bi12NiO19 aleacutem da ocorrecircncia das fases de Bi2O3 e Bi jaacute identificadas nas medidas de
DRX in situ confirmando a consistecircncia dos resultados obtidos por dois ensaios diferentes
Pocircde-se verificar o mesmo fenocircmeno em todos os ensaios que envolveram o
aquecimento da amostra Ao aquecer-se o Bi3Ni ocorre um processo de oxidaccedilatildeo que resulta
na formaccedilatildeo da fase de Bi2O3 e a fase de Bi12NiO19 todas associadas ao consumo de Bi da fase
Bi3Ni
Para realizaccedilatildeo de estudos futuros com o intuito de se obter a fase uacutenica de Bi3Ni
pode-se alterar ligeiramente as massas dos produtos com a adiccedilatildeo de um pouco de niacutequel
67
Pode-se melhorar o controle das condiccedilotildees de realizaccedilatildeo dos tratamentos teacutermicos com o
intuito de se evitar a oxidaccedilatildeo A realizaccedilatildeo de medidas de DSC ateacute a temperatura de 800 0C
poderaacute revelar picos exoteacutermicos e propiciar condiccedilotildees para se calcular a energia necessaacuteria
para promover a cristalizaccedilatildeo da fase amorfa
68
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21
Tabela 1 Principais variaacuteveis envolvidas no processo de siacutentese mecacircnica
24 Difraccedilatildeo de Raios X
A difraccedilatildeo de Raios X (DRX) eacute uma teacutecnica poderosa utilizada principalmente quando
se deseja realizar a caracterizaccedilatildeo estrutural de materiais Entretanto sua aplicaccedilatildeo eacute bem mais
ampla e versaacutetil sendo utilizada tambeacutem em aacutereas como a fiacutesica quiacutemica geologia
biotecnologia
Os raios X possuem energia suficiente para penetrarem nos soacutelidos e dessa forma se
mostram apropriados para investigarem estruturas internas Pode-se gerar raios X em
laboratoacuterio tanto pela desaceleraccedilatildeo dos eleacutetrons num alvo metaacutelico quanto pela excitaccedilatildeo dos
eleacutetrons dos aacutetomos alvo O primeiro processo fornece um espectro continuo e largo o segundo
fornece linhas acentuadas no espectro O meacutetodo normalmente utilizado nos equipamentos de
laboratoacuterio consiste em gerar os raios X fazendo com que um eleacutetron de alta energia gerado no
caacutetodo do tubo catoacutedico colida com um alvo metaacutelico acircnodo [31]
O feixe de raios X possui comprimento de onda (λ) caracteriacutestico que varia de acordo
com o material do acircnodo Para aplicaccedilotildees em cristalografia os comprimentos de onda mais
utilizados variam de 05 a 25 Ǻ Tal fato se justifica em virtude da proximidade desses valores
as menores distancias interatocircmicas observadas em materiais orgacircnicos e inorgacircnicos
PARAcircMETROS ENVOLVIDOS NO PROCESSO
1 Tipo de moinho usado
2 Tipo e material dos recipientes de moagem
3 Velocidade de moagem
4 Tempo de moagem
5 A BPR
6 Atmosfera de moagem
7 Agentes de controle de processo
8 Temperatura de moagem
22
O processo fiacutesico de espalhamento de difraccedilatildeo de raios X eacute o espalhamento elaacutestico dos
foacutetons pelos aacutetomos do material analisado que estatildeo dispostos na rede cristalina O
espalhamento ocorre quando o feixe de raios X atinge as nuvens eletrocircnicas que formam os
planos de um soacutelido cristalino em um determinado acircngulo onde uma porccedilatildeo da radiaccedilatildeo eacute
espalhada pela camada de aacutetomos superficiais e a outra parte do feixe natildeo espalhada penetra
na segunda camada de aacutetomos onde outra fraccedilatildeo eacute espalhada e o restante passa para terceira
camada e assim sucessivamente [3132] Pode-se observar uma representaccedilatildeo desse fenocircmeno
na Figura 9
Figura 9 Representaccedilatildeo geomeacutetrica da Lei de Bragg [28]
A teoria baacutesica que define o estudo de materiais cristalinos por difraccedilatildeo de raios X
baseia-se no princiacutepio de que as distribuiccedilotildees espaciais dos eleacutetrons no material definem
diferentes planos atocircmicos portanto esses planos atocircmicos espalham os raios X ndash vistos como
ondas ndash causando interferecircncia construtiva e destrutiva que se manifestam no padratildeo de raios
X como maacuteximos e miacutenimos respectivamente [33]
A ocorrecircncia de maacuteximos e miacutenimos pode ser explicada utilizando-se a Lei de Bragg
Utilizando o auxiacutelio geomeacutetrico da Figura 9 pode-se verificar que o caminho oacutetico percorrido
pelos raios X incidentes no primeiro plano do material eacute diferente do caminho percorrido pelos
feixes refratados no segundo plano A diferenccedila de caminho (δ) pode ser descrita como
δ = 2dhkl119904119890119899120579 (1)
Essa diferenccedila de percurso gera uma diferenccedila de fase (∆120593) entre as ondas refletidas que pode
ser expressa por
23
∆120593 = 2120587 δλfrasl (2)
onde λ eacute o comprimento de onda do feixe de raios X incidente Para um cristal perfeito e infinito
haveraacute interferecircncia construtiva somente quando δ = nλ onde n eacute um nuacutemero inteiro
Dessa forma a condiccedilatildeo para ocorrecircncia de interferecircncia construtiva pode ser expressa como
2119889ℎ119896119897119904119890119899120579 = 119899 λ (3)
Essa relaccedilatildeo eacute conhecia como a Lei de Bragg
Desse modo se o cristal for rotacionado cada conjunto de planos iraacute difratar a radiaccedilatildeo
quando o valor de 2dsenθ satisfizer a equaccedilatildeo Assim os dados de difraccedilatildeo satildeo coletados para
o cristal como um todo O arranjo de feixes difratados considerados em conjunto eacute
denominado padratildeo de difraccedilatildeo de cristal Se o material analisado estiver na forma de um poacute
de pequenos cristalitos aleatoriamente arranjados cada cristalito iraacute produzir seu proacuteprio padratildeo
de difraccedilatildeo [34]
Um ponto importante a ser considerado eacute que a intensidade determinada
experimentalmente definida como a intensidade total de cada difraccedilatildeo e que corresponde as
aacutereas delimitadas pelas respectivas curvas eacute maior que a prevista pela Lei de Bragg Tal
diferenccedila entre o padratildeo real e o previsto por Bragg reside no fato de o cristal natildeo ser perfeito
e nem infinito aleacutem dos feixes de raios X natildeo serem totalmente monocromaacuteticos e a radiaccedilatildeo
incidente natildeo corresponder a feixes perfeitamente paralelos Por tudo isso ao se observar um
padratildeo de raios X verifica-se que os picos possuem a forma de uma funccedilatildeo Gaussiana e natildeo a
de uma funccedilatildeo delta como previsto pela lei de Bragg Assim para valores ligeiramente
diferentes dos acircngulos de Bragg ocorreraacute tambeacutem difraccedilatildeo [35]
Se o material analisado for um liacutequido ou um soacutelido natildeo cristalino (amorfo) o padratildeo
obtido se caracteriza por uma quase completa ausecircncia de periodicidade uma certa ordem
apenas a pequenas distacircncias (de curto alcance) e uma preferecircncia estatiacutestica para uma distacircncia
interatocircmica particular Como consequecircncia os padrotildees tendem a possuir apenas um ou dois
picos alargados
Na Figura 10 ilustra-se as diferenccedilas tiacutepicas observadas nos padrotildees de difraccedilatildeo para
amostras de um cristal perfeito (A) um cristal real (B) e um liquido ou material amorfo (C)
24
Figura 10 Padratildeo de difraccedilatildeo para Cristal perfeito cristal real e liquido ou amorfo respectivamente
O estudo da direccedilatildeo e da intensidade do feixe difratado eacute importante pois permite obter
conclusotildees sobre o fator de estrutura de materiais cristalinos e de materiais amorfos As
intensidades relativas da difraccedilatildeo de estruturas cristalinas dependem do conteuacutedo da ceacutelula
unitaacuteria quanto ao nuacutemeros de eleacutetrons nos aacutetomos posiccedilotildees atocircmicas e da distribuiccedilatildeo
eletrocircnica nos aacutetomos Tem-se entatildeo o fator de estrutura que estaacute diretamente relacionado com
a intensidade das ondas espalhadas no fenocircmeno de difraccedilatildeo em materiais
241 Difratocircmetro
O difratocircmetro eacute constituiacutedo basicamente por um tubo de raios X um porta amostra
onde se incide a radiaccedilatildeo e um detector moacutevel Nos equipamentos modernos a geometria de
Bragg-Brentano se manteacutem com a diferenccedila de que a amostra permanece na posiccedilatildeo horizontal
podendo se movimentar apenas quando se utiliza um sistema de rotaccedilatildeo horizontal sobre o eixo
da amostra Nessa geometria um feixe de radiaccedilatildeo monocromaacutetica incide na amostra em forma
de poacute rotacionada de um acircngulo θ enquanto os dados satildeo coletados por um detector que se
move de 2θ [3637]
Uma representaccedilatildeo esquemaacutetica do funcionamento de um difratocircmetro pode ser vista
na Figura 11 Neste esquema verifica-se que o feixe de Raios X gerado pela fonte (A) sai do
tubo passando pela janela de beriacutelio em forma de uma linha O mesmo passa pela fenda soller
de placas paralelas passando em seguida pela fenda divergente e pela maacutescara que controlam
25
a aacuterea dos Raios X que incidem sobre a amostra (B) O feixe difratado passa pelas fendas anti-
espalhamento de recebimento e soller incidindo no detector (C) apoacutes passar por um
monocromador [353637]
Figura 11 Representaccedilatildeo esquemaacutetica de um Difratocircmetro [35]
As fendas soller tecircm como funccedilatildeo diminuir a divergecircncia axial de um feixe de raios X
A fenda divergente eacute utilizada para limitar a divergecircncia lateral do feixe de raios X de modo
que a superfiacutecie da amostra receba o maacuteximo possiacutevel da radiaccedilatildeo e ao mesmo tempo a
irradiaccedilatildeo do porta amostra seja evitada A maacutescara tem a funccedilatildeo de limitar a aacuterea linear
iluminada sobre a amostra [3839]
O feixe difratado eacute normalmente expresso atraveacutes de picos que se destacam do
background (ou linha de base) registrados num difratograma de intensidade versus o acircngulo
2θ As intensidades obtidas em acircngulos 2θ representadas atraveacutes dos picos nos difratogramas
correspondem agrave difraccedilatildeo do feixe incidente por um determinado conjunto de planos do cristal
que possuem mesma distacircncia interplanar cada qual com iacutendices de Miller hkl (reflexotildees hkl)
A intensidade a posiccedilatildeo angular (2θ) ou distacircncia interplanar (d) e o perfil satildeo as informaccedilotildees
obtidas de cada pico Cada composto cristalino apresenta um padratildeo difratomeacutetrico
caracteriacutestico permitindo sua identificaccedilatildeo atraveacutes das posiccedilotildees angulares e intensidades
relativas dos picos difratados [3639]
Na tabela 2 apresentam-se alguns fatores instrumentais e seus efeitos sobre as posiccedilotildees
forma e larguras dos picos de difraccedilatildeo [414243]
26
Tabela 2 Relaccedilatildeo entre os fatores instrumentais e os efeitos sobre os picos de DRX
25 Meacutetodo de Rietveld
O fiacutesico holandecircs Hugo M Rietveld desenvolveu em 1969 um meacutetodo para refinar
estruturas cristalinas a partir de modelos teoacutericos e de padrotildees de raios X (DRX) ou de necircutrons
[44 45]
O modelo matemaacutetico utilizado no Meacutetodo de Rietveld (MR) refina os perfis teoacutericos
dos picos de difraccedilatildeo de forma que estes perfis se aproximem dos perfis medidos O refinamento
possibilita determinar as propriedades cristalograacuteficas do material analisado como por
exemplo orientaccedilotildees preferenciais (textura) em alguns casos o tamanho meacutedio e a
microdeformaccedilatildeo de cristalitos e as dimensotildees da cela unitaacuteria [44]
Para executar o refinamento de estruturas o MR faz comparaccedilotildees do perfil real de uma
amostra (o observado ou experimental) com espectros teoacutericos calculados a partir de misturas
hipoteacuteticas de fases (o calculado) Compara-se pontualmente os valores obtidos atraveacutes da
diferenccedila entre as intensidades
Os valores satildeo ajustados utilizando-se o meacutetodo dos miacutenimos quadrados ateacute se
conseguir a melhor concordacircncia possiacutevel do padratildeo experimental com o calculado [46]
A diferenccedila entre as intensidades isto eacute a quantidade minimizada no refinamento eacute dada
pela seguinte expressatildeo
Sy = sum 120596119894(119910119894 minus 119910119888119894)2
119894 (4)
FATOR INSTRUMENTAL EFEITO SOBRE O PICO
Alinhamento e colimaccedilatildeo do feixe Afeta na largura e simetria dos picos
Excentricidade da amostra Influecircncia a largura e posiccedilatildeo dos picos
Planaridade da superfiacutecie da
amostra Produz assimetria dos picos em baixos acircngulos
Absorccedilatildeotransparecircncia da amostra Causa deslocamento dos picos alargamento e assimetria
principalmente em amostras com coeficientes de absorccedilatildeo
Tamanho das partiacuteculas e micro
deformaccedilatildeo da rede Causa variaccedilatildeo na largura e forma dos picos
27
Onde 120596119894 representa a intensidade observada no i-eacutesimo ponto (sendo expresso por 120596119894 =
1 119910119894frasl ) e 119910119894 representa a intensidade observada e 119910119888119894 a intensidade calculada [46]
As medidas precisas de intensidades dadas em intervalos de 2θ o incremento de 2θ
constante um modelo inicial proacuteximo a estrutura real da amostra satildeo alguns requisitos que
devem ser analisados antes de se iniciar o refinamento
Deve-se ficar claro que o MR natildeo se trata de um software os programas satildeo utilizados
para realizar os caacutelculos matemaacuteticos requeridos pelo meacutetodo Existem diversos programas
computacionais que usam o MR dentre eles o pacote de programas GSAS (General Structure
Analysis System) [47] e o EXPGUI [48]
Para se descrever o formato dos picos de DRX de materiais nanoestruturados
recomenda-se utilizar a funccedilatildeo perfil pseudo-Voigt de Thompson-Cox-Hasting modificada
(funccedilatildeo de perfil CW 4 no pacote GSAS [47]) que considera o modelo anisotroacutepico de Stephens
e efeitos de textura [4950]
Nesta funccedilatildeo de perfil a largura a meia altura (FWHM) das partes gaussiana (ΓG) e
Lorentziana (ΓL) eacute expressa da seguinte forma
Γ119866 = [(119880 + (1 minus 120578)2119889ℎ1198961198974 Γ119878
2(ℎ119896119897))1199051198861198992120579 + 119881119905119886119899120579 + 119882 +119875
1198881199001199042120579]
12
(5)
e
Γ119871 = 120578119889ℎ1198961198972 Γ119878(ℎ119896119897) 119905119886119899120579 +
119883+119883119890119888119900119904120601
119888119900119904120579 (6)
Onde dhkl eacute a distacircncia entre os planos da rede e θ eacute o acircngulo de Bragg Na parte gaussiana os
paracircmetros V e W dependem dos instrumentos Os paracircmetros P e o termo X + Xecosφ
descrevem respectivamente as contribuiccedilotildees Gaussianas e Lorentzianas para o tamanho de
cristalito Os paracircmetros P e X correspondem ao tamanho de cristalito isotroacutepico enquanto Xe
expressa efeitos de tamanho de cristalito anisotroacutepicos φ eacute o acircngulo entre o vector de reflexatildeo
e o seu respectivo eixo de ampliaccedilatildeo
O paracircmetro de tensatildeo isotroacutepica U e o paracircmetro de tensatildeo anisotroacutepica ΓS (hkl)
expressam o alargamento de pico causado por deformaccedilotildees na rede cristalina ΓS (hkl) eacute uma
28
funccedilatildeo do alargamento (hkl) e depende da simetria de cristal [4950] O paracircmetro η eacute um
coeficiente de mistura que determina as contribuiccedilotildees do alargamento gaussiano (η = 0) e
Lorentziano (η = 1)
O tamanho de cristalito aparente pode ser determinado pela formula de Scherrer
Considerando o refinamento de todos esses paracircmetros para ajustar as larguras de linha e
assumindo que a contribuiccedilatildeo da distribuiccedilatildeo de tamanho de cristalitos eacute anisotroacutepica isto eacute
fazendo P = 0 na equaccedilatildeo 5 pode-se calcular o tamanho de cristalito (lang119889rang) pela seguinte foacutermula
[52]
lang119889rang =(18000119870120582)
119871119909120587 (7)
Considerando tambeacutem que as microtensotildees satildeo isotroacutepicas e fazendo ΓS (hkl) =0 na
equaccedilatildeo 6 pode-se calcular seu percentual pela foacutermula contida no Manual do GSAS [52]
assim a microdeformaccedilatildeo (ε) pode ser expressa por
120576 =120587
18000radic(81198971198992)(119866119880 minus 119866119880119900)100 (8)
Onde GUo eacute o valor previamente obtido do material padratildeo utilizado na calibraccedilatildeo do
equipamento Os valores obtidos para a amostra padratildeo satildeo considerados como iniciais para
paracircmetros ajustaacuteveis e mantidos fixos para os demais durante o ajuste de difratogramas de
amostras em estudo [53]
Durante o refinamento pelo meacutetodo de Rietveld um conjunto de paracircmetros varaacuteveis eacute
calculado e refinado em relaccedilatildeo aos dados digitalizados do difratograma abaixo apresenta-se
um breve detalhamento desses paracircmetros [414243]
29
1- Fator de escala corresponde agrave correccedilatildeo de proporcionalidade entre o padratildeo
difratomeacutetrico calculado e o observado
2- Linha de base (background) eacute corrigida a partir de dados coletados no proacuteprio
difratograma e da interpolaccedilatildeo entre estes pontos Eacute importante conhecer o
comportamento da linha de base jaacute que esta fornece informaccedilotildees a respeito da presenccedila
de fases amorfas na amostra e pode ser incluiacuteda em uma rotina de quantificaccedilatildeo das
fases envolvidas
3- Perfil de pico conjunto de funccedilotildees analiacuteticas em que se modelam efeitos relacionados
ao perfil Algumas equaccedilotildees analiacuteticas satildeo propostas para corrigir estes efeitos como
as equaccedilotildees Gaussiana Lorentziana e de assimetria
4- Paracircmetros da ceacutelula Podem ser corrigidos pela Lei de Bragg (nλ=2dsenθ) onde o
espaccedilamento d estaacute relacionado aos iacutendices de Miller e portanto aos paracircmetros de
ceacutelula (a b c α β γ) A indexaccedilatildeo dos picos eacute feita levando-se em conta os paracircmetros
da ceacutelula e a intensidade calculada o que mostra certa vantagem em relaccedilatildeo a teacutecnicas
convencionais pois todos os paracircmetros que influenciam na discrepacircncia dos valores
de d satildeo refinados conjuntamente com os das intensidades
5- Fator de estrutura os paracircmetros variaacuteveis deste fator satildeo posiccedilotildees atocircmicas fatores
de temperatura isotroacutepicos ou anisotroacutepicos e o nuacutemero de ocupaccedilatildeo
6- Deslocamento paracircmetros de correccedilatildeo dos deslocamentos devido agrave fuga do ponto focal
da oacuteptica do difratocircmetro
7- Orientaccedilatildeo preferencial correccedilatildeo de problemas gerados na preparaccedilatildeo de amostra
Trabalhos da literatura mostram que a reduccedilatildeo computacional da orientaccedilatildeo preferencial
tem eficiecircncia limitada daiacute a preocupaccedilatildeo em controlar este efeito durante a preparaccedilatildeo
da amostra
30
251 Iacutendices de avaliaccedilatildeo da qualidade do refinamento
A qualidade do refinamento deve ser verificada atraveacutes de indicadores estatiacutesticos
numeacutericos que satildeo utilizados durante o processo iterativo (caacutelculos) e apoacutes o teacutermino deste
para aferir se o refinamento estaacute se procedendo de modo satisfatoacuterio [46]
Os refinamentos realizados no software GSAS [47] devem ser acompanhados no que
diz respeito a convergecircncia ao miacutenimo global por iacutendices de confiabilidade para julgar a
qualidade dos mesmos dentre eles o Rwp (R ponderado) e o 1205362 chamado de ldquogoodnees of fit
os quais estatildeo relacionados com o perfil do difratograma [46]
O Rwp eacute expresso por
119877119908119901 = ( radicsum 120596119894(119910119894minus 119910119888119894)2
119894
sum 120596119894(119910119894)2119894
) 119909 100 (9)
O denominador do Rwp eacute a funccedilatildeo de minimizaccedilatildeo (equaccedilatildeo 4) Esse eacute o iacutendice que deve
ser analisado para verificar se o refinamento estaacute convergindo Se o valor de Rwp estaacute
diminuindo entatildeo o refinamento estaacute sendo bem-sucedido Bons refinamentos fornecem
valores de Rwp da ordem de 2 a 10 tipicamente se encontram entre 10 e 20 [46]
O Rexp eacute o valor estatisticamente esperado sendo expresso conforme [54]
119877119890119909119901 = [(119873minus119875)
sum 119908119894(119910119894(119900119887119904))sup2]
12frasl
(10)
Por sua vez o 1205362 eacute definido como
1205942 = 119877119908119901
119877119890119909119901 (11)
Trata-se de um iacutendice frequentemente utilizado estando relacionado agrave qualidade do
ajuste entre o difratograma calculado e o observado Espera-se que seu valor seja equivalente a
10 em um refinamento perfeito sendo que na praacutetica valores em torno de 50 caracterizam
refinamentos otimizados [43] O Rexp utilizado para se determinar o valor de 1205362 eacute o valor
estatisticamente esperado para o Rwp
31
252 GSAS-EXPGUI
O diagrama de blocos da Figura 12 descreve os procedimentos a serem seguidos para se
iniciar um refinamento no software EXPGUI [48]
Figura 12 Diagrama de blocos com ordem dos procedimentos para iniacutecio do refinamento no EXPGUI
Iniciar o programa
Adicionar as fases
Inserir o Difratograma Experimental
Inserir o arquivo PRM
Escolha da funccedilatildeo de background
powpref
genles
Abertura do programa com criaccedilatildeo de um novo arquivo referente ao
refinamento que seraacute iniciado
A adiccedilatildeo das fases presentes na amostra normalmente utiliza-se arquivos
com as informaccedilotildees cristalograacuteficas com a extensatildeo cif
Insere-se o arquivo contendo o difratograma experimental (com a extensatildeo
gsas)
Inserir o PRM O arquivo PRM conteacutem informaccedilotildees instrumentais do
difratocircmetro utilizado como por exemplo o nome do difratocircmetro o
comprimento de onda da radiaccedilatildeo utilizada a polarizaccedilatildeo e os paracircmetros de
perfil relacionados ao alargamento instrumental
O passo seguinte eacute a escolha da funccedilatildeo de background e o nuacutemero de termos
que se iraacute utilizar O programa dispotildee de 8 tipos de funccedilotildees background Na
sequecircncia deve-se escolher a funccedilatildeo de perfil que iraacute modelar os picos de
difraccedilatildeo O GSAS possui cinco funccedilotildees Nesse trabalho utilizou-se a funccedilatildeo
nuacutemero 4
Preparar e carregar os dados
Prepara para rodar os ciclos de refinamento
32
Concluiacutedo os processos descritos na Figura 12 inicia-se o refinamento dos paracircmetros
vale ressaltar que a utilizaccedilatildeo da funccedilatildeo perfil pseudo-Voigt de Thompson-Cox-Hasting
modificada embora seja mais interessante para refinamentos de estruturas ela pode apresentar
alguma complicaccedilatildeo devido agrave grande quantidade de paracircmetros altamente correlacionados (GU
GV GW GP LX) que tornam a convergecircncia um desafio agrave paciecircncia
Entretanto a sua aplicaccedilatildeo pode ser significativamente simplificada se um refinamento
preacutevio de uma amostra padratildeo for realizado e os paracircmetros instrumentais obtidos forem
usados como paracircmetros iniciais para o refinamento do material desejado [46]
Na Figura 13 apresenta-se um print da interface do EXPGUI Durante os procedimentos
de refinamento
Figura 13 Interface do EXPGUI para refinamento dos paracircmetros
Para refinamento dos paracircmetros o conhecimento da correlaccedilatildeo de cada fator torna mais
faacutecil o sucesso e a qualidade final do refinamento Escolhendo-se a funccedilatildeo de perfil 4 tem-se as
seguintes correlaccedilotildees mostradas na tabela 3
33
Tabela 3 Correlaccedilotildees e definiccedilotildees para as variaacuteveis envolvidas no refinamento pelo MR no EXPGUI
PARAcircMETRO CORRELACcedilAtildeO NO MODELO REFINADO
GV e GW Definem a largura da gaussiana relacionada ao alargamento instrumental
GU Define a largura da gaussiana relacionada agrave micro deformaccedilatildeo da rede
GP Define a largura da gaussiana relacionada ao tamanho de cristalito
LX Define a largura da lorentziana relacionada ao tamanho de cristalito
PTEC Avalia a anisotropia do tamanho de cristalito relacionada ao alargamento de
Lorentz
SHKL Define a micro deformaccedilatildeo da rede relacionada ao alargamento de Lorentz Seu
nuacutemero de termos depende da simetria de Laue
TRNS Descreve a profundidade de penetraccedilatildeo dos raios X em uma amostra
SHFT Determina o deslocamento em 2θ devido agrave posiccedilatildeo da amostra no porta amostra
SFEC Avalia a anisotropia quando haacute falhas de empilhamento da rede
ETA Eacute o termo de mistura entre as contribuiccedilotildees de Gauss e de Lorentz
SL e HL Satildeo termos de assimetria relacionados agrave divergecircncia axial
25 Calorimetria Diferencial de Varredura
A calorimetria diferencial de varredura (Differential Scanning Calorimetry- DSC) eacute um
meacutetodo de medida bem estabelecido e usado numa ampla escala em diferentes aacutereas de
pesquisa Com as medidas de DSC eacute possiacutevel investigar a evoluccedilatildeo teacutermica dos materiais e
tambeacutem avaliar grandezas como pureza capacidade teacutermica calor de transiccedilatildeo transiccedilotildees
viacutetreas relaxaccedilatildeo teacutermica [2]
O sistema DSC consiste na detecccedilatildeo de um sinal eleacutetrico gerado pela diferenccedila de
temperatura entre o material de referecircncia cujo comportamento com a temperatura eacute conhecido
e o material que estaacute sendo investigado (amostra) O DSC eacute um meacutetodo calorimeacutetrico no qual
satildeo medidas diferenccedilas de energia A Figura 14 ilustra a configuraccedilatildeo de um DSC
34
Figura 14 Ilustraccedilatildeo da configuraccedilatildeo de um DSC
As curvas construiacutedas com os dados DSC permitem identificar substacircncias construir
diagramas de fase aleacutem de determinar a fraccedilatildeo de cristalinidade dos materiais A amostra natildeo
inerte pode sofrer periodicamente fenocircmenos de absorccedilatildeo ou geraccedilatildeo de calor em funccedilatildeo do
tempo temperatura e posiccedilatildeo do meio Entre os processos de absorccedilatildeo de calor (endoteacutermicos)
pode-se destacar a fusatildeo a sublimaccedilatildeo a adsorccedilatildeo e entre os processos de geraccedilatildeo de calor
(exoteacutermicos) destacam-se a cristalizaccedilatildeo e a desorccedilatildeo
De acordo com o fenocircmeno ocorrido com a amostra no interior do equipamento a curva
gerada poderaacute apresentar picos endoteacutermicos ou exoteacutermicos a associaccedilatildeo dos dados com um
diagrama de fases um DRX ou outra teacutecnica poderaacute ser necessaacuterio para se extrair informaccedilotildees
consistentes A Figura 15 ilustra as possiacuteveis configuraccedilotildees encontradas em uma curva tiacutepica
de DSC
Figura 15 Representaccedilatildeo graacutefica dos padrotildees geneacutericos de picos apresentados no DSC
35
Dentre os possiacuteveis fenocircmenos apresentados por uma amostra em um DSC pode-se
obter picos exoteacutermicos ou endoteacutermicos Pode-se calcular a energia de ativaccedilatildeo (Ea) necessaacuteria
para promover a cristalizaccedilatildeo ou a nucleaccedilatildeo de uma fase Para tanto eacute necessaacuterio conhecer
valores de temperaturas de pico de cristalizaccedilatildeo (Tc) medidas para diferentes taxas de
aquecimento constantes (τ) e aplicar esses valores na equaccedilatildeo de Kissinger mostrada abaixo
[2]
119897119899 (τ
1198791198882) = minus
119864119886
119877119879119888+ 119888 (12)
onde R = 831 Jmol K eacute a constante molar dos gases e c eacute uma constante arbitraria
36
3 PROCEDIMENTOS EXPERIMENTAIS
31 Produccedilatildeo da Amostra
Para produccedilatildeo da amostra de Bi3Ni utilizou-se a formula AxBy onde x + y =100 e as
relaccedilotildees abaixo descritas as quais permitem encontrar os valores em fraccedilatildeo da massa de cada
componente
119872119879119900119905119886119897 = (119909
119909+119910) 119872119860 + (
119910
119909+119910) 119872119861
119876119860 = (119909
119909+119910)
119872119860
119872119879119874119879119860119871 e (13)
119876119861 = (119910
119909 + 119910)
119872119861
119872119879119874119879119860119871
onde MTotal = massa total a ser pesada MA = massa do elemento A (constante na Tabela
Perioacutedica) MB = massa do elemento B (constante na Tabela Perioacutedica) QA = fraccedilatildeo da massa
do elemento A a ser pesada e QB = fraccedilatildeo da massa do elemento B a ser pesada
Considerando-se as relaccedilotildees acima a amostra composta pelos elementos quiacutemicos
Niacutequel (Ni) e Bismuto (Bi) foi produzida com a massa total de 3 gramas sendo 026 gramas
de Ni (Alfa Aesar com 9995 de pureza e com tamanho de partiacutecula de minus100 mesh) e 274
gramas de Bi (Alfa Aesar com 9995 de pureza e com tamanho de partiacutecula de minus100 mesh)
Para pesagem foi utilizada a balanccedila eletrocircnica de alta precisatildeo (001mg) SHIMADZU modelo
(AUW220D)
32 Siacutentese Mecacircnica
Apoacutes a preparaccedilatildeo da amostra iniciou-se a fase da moagem mecacircnica Para tal utilizou-
se o moinho High Energy Ball Mill Emax da Retsch pertencente ao Laboratoacuterio de Siacutentese e
Caracterizaccedilatildeo de Nanomateriais (LSCN) do IFAM O moinho Emax combina vantagens de
diversos tipos de moinho tais como impacto de alta frequecircncia (moinho oscilante) atrito
37
intenso (moinho oscilante de discos) e movimentos rotativos controlados do vaso de moagem
(moinho de bolas planetaacuterio) o que proporciona um oacutetimo desempenho [55]
Na Figura 16 satildeo mostradas as imagens do moinho na imagem agrave esquerda observa-se a posiccedilatildeo
de fixaccedilatildeo dos dois jarros de moagem
Figura 16 Moinho High Energy Ball Mill Emax
Os suportes de cada vaso satildeo afixados sobre dois discos que giram no mesmo sentido
movendo assim os vasos por uma trajetoacuteria circular sem que estes modifiquem sua orientaccedilatildeo
A accedilatildeo combinada da geometria dos vasos e da mecacircnica do movimento gera um forte atrito
entre as bolas a amostra e as paredes do vaso bem como uma elevada aceleraccedilatildeo que lanccedila as
bolas com forte impacto contra a amostra junto agraves paredes do vaso Disso resulta uma melhor
mistura das partiacuteculas e uma menor granulometria final [55]
O moinho possui um sistema de resfriamento por aacutegua permitindo que a elevada
aplicaccedilatildeo de energia possa ser aproveitada com eficiecircncia no processo de moagem sem que a
amostra se superaqueccedila
A amostra foi colocada no jarro de moagem juntamente com 3 esferas de accedilo inoxidaacutevel
com massa total de 2092 g resultando numa BPR aproximada de 71 O jarro de moagem foi
levado a glove box onde foi realizado o vaacutecuo do ambiente com a posterior injeccedilatildeo de gaacutes
Argocircnio e a selagem do vaso de moagem Esse procedimento teve como objetivo evitar uma
possiacutevel oxidaccedilatildeo da amostra durante a moagem mecacircnica
38
Na Figura 17 eacute possiacutevel visualizar o jarro de moagem em dois momentos sendo o
primeiro entes do fechamento com as esferas e a amostra e posteriormente durante o processo
de fechamento dentro da glove box
Figura 17 Preparaccedilatildeo e selagem do vaso de moagem
O primeiro processo de moagem da mistura foi realizado durante uma hora Apoacutes esse
tempo o jarro foi aberto e feito uma Difraccedilatildeo de Raios X (DRX) da amostra Seguiu-se entatildeo
para selagem do vaso de moagem e preparaccedilatildeo para novo ciclo de moagem O intervalo de
moagem passou a ser de 3 horas sendo realizado em trecircs etapas de 1 hora entre cada etapa
houve um intervalo de 5 minutos para resfriamento da amostra realizadas sem abertura do jarro
de moagem
No procedimento foi utilizada a rotaccedilatildeo de 1000 rpm a temperatura do vaso variou de
27 degC agrave 39 degC no final da moagem Apoacutes as 3 horas de moagem o vaso foi aberto e realizou-se
um DRX da amostra Esse processo se repetiu por seis vezes tendo gerado intervalos de tempo
de1h 4hs 7hs 10hs 13hs 16hs e 19hs de moagem
O fim da moagem foi estabelecido com base na anaacutelise dos difratogramas da amostra e
da constataccedilatildeo de equiliacutebrio na evoluccedilatildeo ou formaccedilatildeo de novas fases
39
33 Difraccedilatildeo de Raios X
As medidas de DRX foram realizadas no Laboratoacuterio de Materiais (LabMat) da UFAM
utilizando um Difratocircmetro de Raio-X modelo Empyrean da PANalytical com radiaccedilatildeo CuKα1
de 1 5406 Aring e se dividiram em duas etapas
A primeira etapa foi realizada com os intervalos de 1h 4hs 7hs 10hs 13hs 16hs e 19
horas e teve como finalidade acompanhar a evoluccedilatildeo estrutural da amostra e confirmar a
formaccedilatildeo da fase uacutenica de Bi3Ni
A Figura 18 apresenta o porta amostra em duas etapas distintas a primeira com a
amostra sendo preparada adequadamente e na segunda pronta para a realizaccedilatildeo do DRX
Figura 18 Preparaccedilatildeo da amostra para realizaccedilatildeo de DRX
Os difratogramas experimentais gerados foram submetidos agrave identificaccedilatildeo das fases
cristalinas atraveacutes de comparaccedilotildees com padrotildees difratomeacutetricos disponibilizados no banco de
dados do Inorganic Crystal Structure Database ndash ICSD
Na Figura 19 apresenta-se o goniocircmetro difratocircmetro de raio-X modelo Empyrean da
PANalytical
40
Figura 19 Difratocircmetro de Raio-X modelo Empyrean da PANalytical
Os padrotildees usados de DRX foram os seguintes
Faixa de acircngulo 10 ndash 100deg
Velocidade de escaneamento 1deg min
Tempo aproximado de realizaccedilatildeo do difratograma 45 min
Tubo de raio-X de cobre (Cu)
Voltagem 40 kV
Corrente 30 mA
Divergecircncia de fenda 10 (deg)
Dispersatildeo de fenda 10 (deg)
A segunda etapa das medidas de DRX foi realizada com uso do forno e medidas in situ
tendo sido realizadas com a amostra moiacuteda por 19 horas nas temperaturas de 250 2500 3000 e
350 0C essas medidas tiveram a finalidade de acompanhar o comportamento estrutural em
funccedilatildeo da temperatura e estudar a estabilidade teacutermica da amostra Detalhes do forno estatildeo
ilustrados nas Figuras 20
41
Figura 20 Preparaccedilatildeo da amostra e porta amostra no forno do DRX
A primeira mediccedilatildeo foi realizada a temperatura de 25 oC seguindo-se de um
aquecimento a taxa de 10 oCmin ateacute atingir a temperatura de 250 oC apoacutes atingir a temperatura
procedeu-se uma execuccedilatildeo de uma isoteacutermica por 10 minutos antes da mediccedilatildeo in situ de DRX
O procedimento foi repetido para as temperaturas de 300 oC e 350 oC conforme pode-se
observar na rampa de aquecimento da Figura 21
Figura 21 Rampa de aquecimento para medidas in situ de DRX
34 Refinamento pelo Meacutetodo de Rietveld
Para realizaccedilatildeo dos refinamentos pelo MR desta dissertaccedilatildeo utilizou-se o programa
GSAS (General Structure Analysis System) e o EXPGUI [4748]
42
Para se descrever o formato dos picos de DRX utilizou-se a funccedilatildeo perfil pseudo-Voigt
de Thompson-Cox-Hasting modificada funccedilatildeo de perfil CW 4 no pacote GSAS que considera
o modelo anisotroacutepico de Stephens e efeitos de textura [4950]
Para o coeficiente de mistura (η) que determina as contribuiccedilotildees do alargamento
gaussiano (η = 0) e Lorentziano (η = 1) nas equaccedilotildees 5 e 6 foi utilizado neste trabalho o valor
de η = 075
Os coeficientes de alargamento instrumental V e W constantes na equaccedilatildeo 5 foram
previamente obtidos a partir do DRX de uma amostra padratildeo bem cristalizada e mantidos fixos
no refinamento dos dados experimentais
Para o caacutelculo do tamanho meacutedio de cristalito com o uso da equaccedilatildeo 7 utilizou-se o
valor de K = 091 e 120582=0154056 nm
O GSAS dispotildee de 8 tipos de funccedilotildees de background neste trabalho utilizou-se a funccedilatildeo
polinomial de Chebyshev o nuacutemero de termos variou tendo sido utilizados 20 termos na funccedilatildeo
polinomial para refinamentos com a presenccedila da fase amorfa e 6 termos apoacutes a cristalizaccedilatildeo da
fase amorfa
Para iniacutecio do refinamento no programa EXPGUI foi utilizado o diagrama de blocos da
Figura 12 e para o refinamento dos paracircmetros as correlaccedilotildees da tabela 3
35 Tratamento Teacutermico
Foi realizado um tratamento teacutermico na amostra moiacuteda por 19 horas com a finalidade
de promover o relaxamento dos defeitos e tensotildees causados durante a moagem mecacircnica e a
cristalizaccedilatildeo da fase amorfa presente A partir da temperatura ambiente 25 oC iniciou-se o
aquecimento a uma taxa de 10 oCmin A temperatura final foi de 800 oC seguindo-se do
desligamento do forno que se manteve fechado ateacute que a temperatura da amostra atingisse
25 oC Em seguida a amostra foi retirada do forno e foi realizado um DRX Utilizou-se um forno
tubular com tubo de quartzo e uma atmosfera com fluxo constante de gaacutes argocircnio ilustrado
na Figura 22
43
Figura 22 Forno utilizado para realizar o tratamento teacutermico
36 Calorimetria Diferencial de Varredura (DSC)
As medidas de DSC foram realizadas na amostra moiacuteda por 19 horas em uma ceacutelula
Netzsch modelo DSC 3500 Sirius pertencente ao Laboratoacuterio de Termo ciecircncias da UFAM
Para realizaccedilatildeo das medidas utilizou-se um fluxo de proteccedilatildeo de N2 a 50 mlmin com
temperatura inicial de 25 oC e temperatura final de 550 oC
Foram realizadas quatro medidas com as taxas de transferecircncia de calor de 25 oCmin
5 oCmin 10 oCmin e 20 oCmin Foram utilizados cadinhos (porta amostra) de alumiacutenio e a
massa meacutedia de 22 mg de amostra foi utilizada nos quatro experimentos
Na Figura 23 eacute mostrada a ceacutelula Netzsch modelo DSC 3500 Sirius onde foram
realizadas as medidas e os cadinhos sendo dois fechados e um com a amostra visiacutevel
Figura 23 Equipamento utilizado para realizar o DSC
44
4 RESULTADOS E DISCUSSOtildeES
41 Evoluccedilatildeo estrutural
A Figura 24 mostra a evoluccedilatildeo estrutural durante o processo de siacutentese conforme
descrito nos procedimentos experimentais Qualitativamente podemos ver nesta figura uma
modificaccedilatildeo gradativa dos padrotildees de difraccedilatildeo O pico mais intenso da amostra moiacuteda por 1
hora corresponde ao plano (1 0 -2) do Bi precursor
Acompanhando o comportamento deste plano em especiacutefico constata-se que entre a
primeira e a quarta hora o mesmo sofre apenas uma ligeira diminuiccedilatildeo Concomitantemente
com este decreacutescimo emergem pequenos novos picos em 2θ aproximadamente entre 28 e 35o
Com 7 horas de moagem os novos picos satildeo evidentes e foram identificados junto agrave base de
dados do ICSD como a estrutura desejada Bi3Ni grupo espacial Pnma (cartatildeo nuacutemero 391336)
Em 13 horas de moagem o pico do Bi atinge seu miacutenimo e segue estaacutevel ateacute 19 h de moagem
Dada a observaccedilatildeo da estabilizaccedilatildeo estrutural o processo foi interrompido Uma anaacutelise mais
detalhada dos difratogramas seraacute mostrada e discutida na sequecircncia
Figura 24 Padratildeo de difraccedilatildeo observado para amostra e Bi3Ni durante todo intervalo de moagem
10 20 30 40 50 60 70 80
19h
16h
1h
10h
1h
7h
4h
2(graus)
1h
13h
Inte
nsid
ade (
ua
)
45
Na Figura 25 mostramos a indexaccedilatildeo das fases na primeira hora de moagem onde foi
verificada o iniacutecio da nucleaccedilatildeo do Bi3Ni Tambeacutem eacute possiacutevel observar os picos do elemento
precursor minoritaacuterio no caso o Niacutequel (cartatildeo ICSD 64703)
Figura 25 Difratograma obtido apoacutes a primeira hora de moagem
Seguindo o processo de moagem conforme descrito nos procedimentos experimentais
a amostra foi moiacuteda por mais 3 horas totalizando 4 horas de moagem os difratogramas obtidos
satildeo apresentados nas Figuras 26 e 27 Nesta etapa jaacute natildeo eacute mais possiacutevel identificar a presenccedila
dos picos referentes ao niacutequel dessa forma somente satildeo observados os picos do bismuto e do
Bi3Ni Poreacutem como verificamos na Figura 24 a nucleaccedilatildeo da liga Bi3Ni continua ocorrendo
sistematicamente
Na Figura 26 mostramos uma comparaccedilatildeo do difratograma padratildeo de Bi3Ni (cartatildeo
nuacutemero 391336 do ICSD) com o difratograma da amostra moiacuteda por 4 horas plotados em
conjunto para destacar a nucleaccedilatildeo da fase de Bi3Ni
Na Figura 27 apresenta-se o resultado do refinamento pelo meacutetodo de Rietveld para as
4 horas de moagem Eacute possiacutevel verificar um bom acordo entre o padratildeo de DRX da amostra e
o padratildeo refinado por MR Os fatores de qualidade podem ser verificados na tabela 4 Neste
refinamento obtivemos uma fraccedilatildeo de fase equivalente a 67 de Bi e 33 de Bi3Ni
46
Figura 26 Difratograma da amostra moiacuteda durante 4 horas (curva com ruiacutedo) e o padratildeo idealizado
do Bi3Ni calculado a partir do arquivo CIF (cartatildeo ICSD no 391336)
Figura 27 Padratildeo observado no DRX (4horas) calculado e residual obtidos no refinamento pelo MR
10 20 30 40 50 60 70 80
23 24 25 26 27 28 29 30 31 32 33
Inte
nsid
ade (
ua
)
2(graus)
4 horas
CIF Bi3Ni
10 20 30 40 50 60 70 80
Experimental
Calculado
Residual
Inte
nsid
ade (
u a)
2 (graus)
4 horas
25 30 35 40 45
47
Em todas as etapas do processo de moagem foram obtidos refinamentos com iacutendices de
qualidade muito semelhantes Natildeo houve alteraccedilatildeo nos acircngulos da ceacutelula unitaacuteria do composto
de Bi3Ni que permanecerem com α= β= λ = 90o Os valores obtidos para os iacutendices de avaliaccedilatildeo
da qualidade e os paracircmetros de rede encontram-se na tabela 4
Tabela 4 Valores de Rwp e 1205362 obtidos nos refinamentos realizados durante o processo de moagem
mecacircnica para o Bi3Ni
Com os resultados obtidos nos refinamentos determinou-se as contribuiccedilotildees em
porcentagem de cada fase em funccedilatildeo do tempo de moagem Verifica-se que apoacutes a primeira
hora de moagem natildeo se identifica no difratograma a presenccedila de Ni entretanto a fase de Bi3Ni
continua nucleando indicando que ainda existe niacutequel disponiacutevel para a formaccedilatildeo desta fase
Pode-se conceber algumas hipoacuteteses para este fato A primeira refere-se agrave sensibilidade do
equipamento de DRX que natildeo identifica precisamente elementos com fraccedilatildeo de fase menor
que 10 Outa hipoacutetese provaacutevel pode ser atribuiacutea a uma adesatildeo do niacutequel nas paredes do jarro
de moagem ou nas esferas de accedilo tendo em vista sua ductilidade
Na Figura 28 foi plotado a fraccedilatildeo de cada uma das fases presentes no processo de
moagem em funccedilatildeo do tempo Fica evidente que apoacutes a primeira hora a fraccedilatildeo de fase do niacutequel
eacute zero mas continua ocorrendo a nucleaccedilatildeo do Bi3Ni que estabiliza em 13 horas
TEMPO DE MOAGEM RWP 1205362 PARAcircMETROS DE REDE DO BI3NI
a (Å) b (Å) c (Å) Volume (Å3)
4 HORAS 77 139 8890(9) 4102(1) 11502(1) 41949(6)
7 HORAS 70 137 8891(3) 4106(1) 11500(1) 41986(9)
10 HORAS 71 131 8888(1) 4104(8) 11495(1) 41939(5)
13 HORAS 65 124 8893(5) 4104(3) 11507(1) 42003(2)
16 HORAS 64 124 8888(7) 4102(9) 11499(9) 41940(1)
19 HORAS 63 123 8894(1) 4105(1) 11506(5) 42012(3)
48
Figura 28 Fraccedilatildeo das fases de Ni Bi e Bi3Ni em funccedilatildeo do tempo de moagem
Utilizando-se a equaccedilatildeo 7 com os dados obtidos no refinamento pelo MR calculou-se
o tamanho meacutedio dos cristalitos de Bi3Ni em funccedilatildeo do tempo de moagem Na Figura 29
apresenta-se em forma de um graacutefico os valores obtidos Observamos que entre a quarta e a
seacutetima hora haacute um aumento aproximado de 14 no tamanho meacutedio do cristalito pode-se
atribuir esse aumento a uma possiacutevel deformaccedilatildeo plaacutestica da amostra acarretando num
acreacutescimo da aacuterea de superfiacutecie o que aumentaria progressivamente a probabilidade de
soldagem a frio dessas partiacuteculas gerando assim um aumento do tamanho meacutedio do cristalito
Entre a seacutetima e a deacutecima hora de moagem ocorre uma reduccedilatildeo de 26 no tamanho do
cristalito maior valor percentual obtido entre intervalos de moagem Entre a deacutecima sexta e a
deacutecima nona hora haacute uma estabilizaccedilatildeo no processo de reduccedilatildeo do tamanho de cristalito
Obtivemos no final do processo uma reduccedilatildeo total de aproximadamente 59 o que representa
um tamanho meacutedio de cristalito na ordem de 2653 nm
Plota-se na Figura 29 um graacutefico com tamanho meacutedio de cristalito do composto Bi3Ni
em funccedilatildeo do tempo de moagem
0 5 10 15 20
0
20
40
60
80
100
Fra
ccedilao d
e fases (
)
Tempo de moagem ( horas)
Bi
Bi3Ni
Ni
49
Figura 29 Tamanho meacutedio de cristalito de Bi3Ni em funccedilatildeo do tempo de moagem
Natildeo houve formaccedilatildeo de novas fases ou aparentemente quaisquer outras alteraccedilotildees
significativas apoacutes a deacutecima terceira hora de moagem Os uacutenicos efeitos com a continuaccedilatildeo da
moagem foram a melhora da cristalizaccedilatildeo da fase de interesse e o aumento de intensidade do
perfil referente a fase amorfa Poreacutem o processo de moagem totalizou 19 horas a finalidade
deste intervalo apoacutes a estabilizaccedilatildeo de formaccedilatildeo da fase pretendida foi verificar a possibilidade
de oxidaccedilatildeo da amostra que ficou exposta ao ambiente durante a execuccedilatildeo do DRX
Observa-se nos difratogramas da Figura 24 a formaccedilatildeo de uma acentuada elevaccedilatildeo na
linha de base entre a faixa de 2θ que vai de aproximadamente 26deg a 36deg A forma ou perfil
dessa elevaccedilatildeo eacute um forte indicio do aparecimento de uma fase amorfa Para alcanccedilar bom
acordo nos refinamentos Rietveld foram necessaacuterios 20 termos na funccedilatildeo polinomial de
Chebyshev para descrever estas linhas de base (background)
Analisando-se portanto os difratogramas referentes agraves etapas de 10 13 16 e 19 horas
eacute possiacutevel identificar o crescimento dessa fase amorfa conforme mostramos na Figura 30
4 6 8 10 12 14 16 18 20
25
30
35
40
45
50
55
Ta
ma
nh
o m
eacuted
io d
e c
rista
lito
(n
m)
Tempo de moagem (horas)
50
Estas curvas satildeo particularmente interessantes uma vez que podemos avaliar as
distacircncias R entre os primeiros vizinhos da fase desordenada aplicando a equaccedilatildeo de Ehrenfest
que pode ser expressa como [56]
2Rsen(θ) = 123λ (14)
O maacuteximo destas curvas correspondem a 2θ ~29o o que nos leva a distacircncias aproximada
de 38 Aring Esta distacircncia natildeo fere nenhum viacutenculo de distancias entre os atamos para
Ni-Ni~248 Aring Ni-Bi~ 278 Aring Bi-Bi~308 Aring Bi-O~214 Aring
Figura 30 Comparaccedilatildeo das funccedilotildees de background para a amostra moiacuteda por 10 13 16 e 19 horas
Com objetivo de avaliar com mais detalhes a estrutura nanocristalina e amorfa
realizamos medidas de difraccedilatildeo com configuraccedilotildees que produzissem uma maior qualidade nos
dados obtidos utilizamos uma cacircmara com baixo vaacutecuo e aumentamos o tempo de aquisiccedilatildeo
dos dados
A Figura 31 mostra o padratildeo obtido para a amostra final moiacuteda por 19 horas
Destacamos a evidente fase amorfa que se forma
10 20 30 40 50 60 70 80
19 horas
16 horas
13 horas
10 horas
Inte
nsid
ade (
u a)
2 (graus)
51
Figura 31 Formaccedilatildeo da fase amorfa na amostra de Bi3Ni apoacutes 19 horas de moagem
Comparando o padratildeo de DRX obtido para amostra moiacuteda por 19 horas com o
difratograma padratildeo de Bi3Ni (cartatildeo nuacutemero 391336 do ICSD) pode-se constatar a
equivalecircncia dos picos conforme apresentada Figura 32
Com os difratogramas de maior resoluccedilatildeo verificamos a presenccedila embora em uma
pequena fraccedilatildeo de Bi (ICSD no 64703) Assim como uma ligeira sugestatildeo da existecircncia de
Bi2O3 (ICSD no 41764) vislumbra-se essa fase em virtude da possiacutevel oxidaccedilatildeo da amostra
devido as sucessivas aberturas do jarro de moagem para realizaccedilatildeo do DRX entretanto
diferentemente do que se percebe para o bismuto natildeo haacute nenhum pico referente ao oxido de
bismuto
Na posiccedilatildeo de 2θ~27o existe um pico caracteriacutestico do Bi2O3 entretanto mesmo com a
melhor resoluccedilatildeo do DRX natildeo eacute possiacutevel distinguir claramente a fase do oxido de bismuto
assim durante o processo de refinamento pelo MR natildeo foi adicionada a fase relativa ao oxido
O refinamento pelo meacutetodo de Rietveld referente a amostra moiacuteda por 19h encontra-se
na Figura 33 percebe-se a boa concordacircncia obtida para a fase de interesse Bi3Ni e a fase
20 30 40 50 60 70 80
Bi
Inte
nsid
ade (
u a)
2 (graus)
Bi
20 25 30 35 40 45
52
amorfa O asterisco indicando o pico principal do Bi salienta que essa fase por contribuir
modestamente em um difratograma tatildeo complexo natildeo eacute bem ajustada
Figura 32 Difratograma da amostra moiacuteda 19h em conjunto com os CIFs de o Bi3Ni Bi e Bi2O3
Figura 33 Difratograma da amostra moiacuteda 19h e refinada por meacutetodo de Rietveld partindo dos CIFs
do Bi3Ni Bi
20 30 40 50 60 70 80
19 horas
Bi3Ni
Bi
Bi2O
3
In
tensid
ade (
u a)
2 (graus)
25 30 35 40
20 30 40 50 60 70 80
Experimental (19h)
Calculado
Residual
Inte
nsid
ade (
u a)
2 (graus)
20 25 30 35 40 45 50
53
Os trabalhos cientiacuteficos que versam sobre a produccedilatildeo e a caracterizaccedilatildeo do composto
Bi3Ni descrevem que a siacutentese pode ser realizada por vaacuterios mecanismos normalmente as
metodologias mais usadas para obtenccedilatildeo envolvem os processos em meio quiacutemico a
eletrodeposiccedilatildeo e a solidificaccedilatildeo raacutepida Em alguns casos utilizou-se longos processos teacutermicos
que envolvem a permanecircncia da amostra num forno de resistecircncia a 1100 degC durante 3 dias
[13] ou processos de sinterizaccedilatildeo com recozimento a vaacutecuo a temperatura de 1000 degC por 24
horas [15] Relata-se tambeacutem que conforme ocorreu neste trabalho algumas amostras
apresentam pequenos traccedilos de Bi em sua composiccedilatildeo final [13]
Dessa forma o primeiro desafio desse trabalho foi produzir uma fase uacutenica de Bi3Ni por
meio da moagem mecacircnica entretanto verificou-se no resultado obtido no DRX e no
refinamento pelo MR que a fase de Bi3Ni embora apresente uma fraccedilatildeo de 999 ainda possui
leves traccedilos do pico mais intenso de bismuto (indicado por um asterisco na Figura 33) Uma
proposta futura seria portanto acrescentar uma pequena quantidade de Ni para interagir com
esse Bi remanescente
42 Medidas de DRX in situ
Com o objetivo de estudar a estabilidade teacutermica e acompanhar a evoluccedilatildeo estrutural da
amostra em funccedilatildeo da temperatura foram realizadas medidas de DRX in situ conforme
descrito nos procedimentos experimentais A Figura 34 apresenta os quatro difratogramas
obtidos
A temperatura de 25 oC observa-se uma fase uacutenica do composto Bi3Ni (com jaacute
mencionado anteriormente a amostra possui uma leve indicaccedilatildeo da presenccedila de bismuto) que
possui estrutura ortorrocircmbica e grupo espacial Pnma eacute a mesma apresentada na Figura 32
A medida que aumentamos a temperatura conforme descrito na seccedilatildeo 3 Figura 21
inicia-se uma transformaccedilatildeo do composto inicial para o crescimento da fase tetragonal de Bi2O3
(ICSD no 41764) e da fase precursora de Bi Essa alteraccedilatildeo na composiccedilatildeo da amostra ocorre
em virtude da degradaccedilatildeo da fase Bi3Ni que conforme eleva-se a temperatura tem sua fraccedilatildeo
diminuiacuteda conforme verifica-se na Figura 36 Embora as medidas in situ terem sido feitas em
baixo vaacutecuo natildeo foi impedido o crescimento do Bi2O3
54
Na Figura 34 encontram-se plotados os DRX referentes as medidas realizadas em 25o
250o 300o e 350 oC as curvas foram deslocadas verticalmente para melhor comparaccedilatildeo
Figura 34 Padratildeo observado nos DRX da amostra submetida a aquecimento
A temperatura de 250 oC temos a ocorrecircncia de trecircs fases Bi3Ni Bi2O3 e Bi
O refinamento estrutural pelo meacutetodo de Rietveld estaacute mostrado na Figura 35 Mesmo tratando-
se de uma amostra com um elevado nuacutemeros de pico aleacutem da presenccedila de uma fase amorfa o
acordo entre o experimental e o calculado eacute notaacutevel Os valores dos iacutendices de avaliaccedilatildeo da
qualidade do refinamento referentes as quatro medidas realizadas encontram-se na tabela 5
20 30 40 50 60 70 80
350 0C
300 0C
250 0C
Inte
nsid
ade (
ua
)
2 (graus)
25 0C
55
Figura 35 Padratildeo obtidos no refinamento pelo MR para amostra aquecida a 250 0C
Tabela 5 Valores de Chi2 e de Rwp obtidos nos refinamentos realizados durante o processo de
aquecimento
A temperatura de 300 oC comeccedila a formaccedilatildeo da uma nova fase cubica de grupo espacial
I23 o Bi12NiO19 em detrimento da diminuiccedilatildeo da fase de Bi3Ni Aleacutem do aumento da fraccedilatildeo
da fase de Bi2O3
Temperatura de realizaccedilatildeo da medida Rwp 1205362
25 0C 69 23
250 0C 83 18
300 0C 98 26
350 0C 99 25
10 20 30 40 50 60 70 80
Inte
nsid
ade (
ua
)
2 (graus)
Experimental
Calculado
Residual
250 0C
25 30 35 40
56
O uacuteltimo DRX foi realizado a 350 oC a principal alteraccedilatildeo dessa medida refere-se ao
fato da inexistecircncia de picos referentes agrave fase Bi3Ni A fase majoritaacuteria torna-se agora a fase
referente ao Bi e a fase Bi12NiO19 (indexado na base de dados PDF2 mas natildeo na base de dados
ICSD) permanece estaacutevel isto eacute sem alteraccedilotildees significativas em sua fraccedilatildeo O fato de estarem
presentes picos referentes ao Bi mesmo apoacutes termos ultrapassado a temperatura de fusatildeo pode
ser explicado levando-se em consideraccedilatildeo a baixa condutividade teacutermica do bismuto aliado ao
excesso de defeitos produzidos na moagem assim natildeo obteve-se a fusatildeo do elemento
Utilizamos os dados obtidos nos refinamentos para plotar o graacutefico exposto na Figura
36 onde eacute possiacutevel observar a fraccedilatildeo de cada fase em funccedilatildeo da temperatura de execuccedilatildeo do
DRX Percebe-se a raacutepida decomposiccedilatildeo da fase de Bi3Ni que entre 250 oC e 350 oC apresenta
uma reduccedilatildeo percentual de aproximadamente 88 concomitantemente ao crescimento
percentual da fase de Bi
Figura 36 Fraccedilotildees de fase em funccedilatildeo da temperatura de realizaccedilatildeo do DRX in situ
O DRX realizado na amostra a 350 oC eacute mostrado na Figura 37 em conjunto aos CIFs
das fases constituintes Para a fase Bi12NiO19 natildeo foi encontrado o CIF no banco de dados do
Inorganic Crystal Structure Database (ICSD) Para refinar utilizando o meacutetodo de Rietveld
partimos do protoacutetipo estrutural de Bi26-x Mx O40-y (M = Mg Al Co Ni) O CIF desta fase
25 75 125 175 225 275 325 375
0
20
40
60
80
100
Fra
ccedilao d
e F
ases (
)
Temperatura (0C)
Bi3Ni
Bi2O
3
Bi
Bi12
NiO19
57
resultante estaacute mostrado em vermelho na Figura 37 e uma representaccedilatildeo da ceacutelula unitaacuteria na
Figura 38 os aacutetomos de oxigecircnio estatildeo representados na cor vermelha e o niacutequel em verde
Figura 37 Padratildeo observado no DRX da amostra em 350 oC em comparaccedilatildeo com o CIF das fases
constituintes
Figura 38 Projeccedilatildeo do eixo a e em perspectiva do Bi12NiO19
10 20 30 40 50 60 70 80
Inte
nsid
ade (
ua
)
2(graus)
350 graus
Bi2O
3
Bi
Bi12
NiO19
20 25 30 35 40 45 50 55
58
O refinamento estrutural utilizando estas fases estaacute mostrado na Figura 39 e os valores
referentes aos paracircmetros de rede obtidos para o refinamento da fase Bi12NiO19 constam na
tabela 6
Figura 39 Padratildeo obtidos no refinamento pelo MR para amostra aquecida a 350 0C
Tabela 6 Paracircmetros da ceacutelula unitaacuteria da estrutura Bi12NiO19
A Figura 40 conteacutem as fotografias retiradas do forno do difratocircmetro antes e apoacutes a
realizaccedilatildeo da medida Eacute possiacutevel verificar que a amostra devido a dilataccedilatildeo volumeacutetrica e a
fusatildeo do bismuto transborda o porta amostra
Paracircmetros de Rede a = b=c=10258(8) Aring
Acircngulos α = β = γ = 900
Volume da ceacutelula 107966(2) Aring3
Grupo de simetria Cuacutebico
Grupo espacial I23
10 20 30 40 50 60 70 80
Inte
nsid
ade (
ua
)
2 (graus)
Calculado
Experimental
Residual
350 0C
20 25 30 35 40 45
59
Figura 40 Fotografia do forno do DRX antes a apoacutes a realizaccedilatildeo das medidas
43 Calorimetria Diferencial de Varredura (DSC)
Com a finalidade de estudar e melhor entender a evoluccedilatildeo estrutural da amostra
observada nas medidas in situ realizou-se medidas DSC conforme descrito nos procedimentos
experimentais a temperatura final foi de 550 oC
Na Figura 41 mostramos as medidas DSC feitas em diferentes taxas de aquecimento
realizadas na amostra moiacuteda por 19 horas Em todas as 4 medidas vemos comportamentos
exoteacutermicos e endoteacutermicos Os picos endoteacutermicos ocorreram a uma temperatura aproximada
de 270 0C temperatura essa equivalente ao ponto de fusatildeo do bismuto e foram atribuiacutedos a
fusatildeo do Bi ocorrida em duas etapas
Comparando-se os resultados obtidos nas medidas in situ onde observamos a nucleaccedilatildeo
de uma nova fase a partir da temperatura de 250 oC com os resultados obtidos no DSC podemos
concluir que o pico exoteacutermico presente no termograma corresponde agrave nucleaccedilatildeo da fase de
Bi2O3
Com a finalidade de calcular a energia de ativaccedilatildeo (Ea) necessaacuteria para promover essa
nucleaccedilatildeo aplicamos a metodologia proposta por Kissinger [2] Conforme indicado na Figura
41 as 4 medidas foram feitas com taxas de aquecimento de 25 5 10 e 20 oCmin
60
A Figura 42 mostra em detalhes a Figura 41 onde vemos os valores das temperaturas
de pico de cristalizaccedilatildeo (Tc) e as referidas taxas de aquecimento (120591) Como era esperado a
medida que a taxa de aquecimento aumenta a temperatura de pico tambem aumenta
Figura 41 Termograma DSC plotados em conjunto para os diferentes fluxos de calor
Figura 42 Espectros DSC com as temperaturas de pico e suas respectivas taxas de aquecimento
100 150 200 250 300 350 400 450 500 550
250Cmin
50Cmin
100Cmin
fluxo d
e c
alo
r (u
a)
Temperatura (0C)
200Cmin
exo
230 235 240 245 250 255 260 265 270 275 280 285
250Cmin
50Cmin
100Cmin
fluxo d
e c
alo
r (u
a )
Temperatura (0C)
242 0C
252 0C
266 0C
278 0C
200Cmin
exo
61
Com os dados fornecidos na Figura 42 pode-se calcular a energia de ativaccedilatildeo referente
a nucleaccedilatildeo da fase de Bi2O3 Plotando-se um graacutefico linear de ln(120591
1198791198882) versus
1
119879119888 onde o
coeficiente angular eacute (minus119864119886
119877) obteacutem-se a energia de ativaccedilatildeo A Figura 43 apresenta a
linearizaccedilatildeo da equaccedilatildeo 16 de onde se obteacutem a energia de ativaccedilatildeo do processo de nucleaccedilatildeo
do Bi2O3
Figura 43 Graacutefico linear do ln(120591
1198791198882) versus
1
119879119888
Logo considerando as relaccedilotildees anteriormente definidas eacute possiacutevel calcular a energia de
ativaccedilatildeo uma vez que m = (minus119864119886
119877) e R = 831 jmol K Desse modo a energia de ativaccedilatildeo
necessaacuteria para promover a nucleaccedilatildeo da fase Bi2O3 eacute de 12465 kJmol
A metodologia proposta permitiria tambeacutem calcular a energia de ativaccedilatildeo necessaacuteria
para cristalizar a fase amorfa as medidas de DSC foram planejadas ateacute a temperatura de
550 oC devido a limitaccedilotildees do equipamento poreacutem como fica evidente na Figura 41 natildeo se
observa nenhum pico exoteacutermico apoacutes os 350 oC que se possa estar associado a cristalizaccedilatildeo da
fase amorfa O pico exoteacutermico existente como jaacute mencionado ocorreu a uma temperatura que
variou de 242 0C agrave 278 0C e refere-se agrave nucleaccedilatildeo de fase
182 184 186 188 190 192 194
-115
-110
-105
-100
-95
ln (
T2 c)
1Tc (10
-3 k
-1)
62
44 Tratamento teacutermico
Apoacutes a realizaccedilatildeo das medidas de DRX in situ e das medidas de DSC a fase amorfa
ainda se encontrava presente assim foi realizado um tratamento teacutermico com a finalidade de
promover a cristalizaccedilatildeo da fase amorfa presente
O tratamento teacutermico foi realizado a uma taxa constante de 10 0Cmim ateacute a temperatura
de 800 0C com a atmosfera protegida por gaacutes argocircnio Na Figura 44 apresenta-se o difratograma
da amostra realizado apoacutes o do tratamento teacutermico vemos no detalhe que a acentuada elevaccedilatildeo
na linha de base entre a faixa de 2θ que vai de aproximadamente 26deg agrave 36deg e que corresponde
a fase amorfa desapareceu completamente
Figura 44 Difratograma da amostra apoacutes tratamento teacutermico
Para a amostra tratada termicamente foram identificadas trecircs fases similar ao observado
nas medias in situ a 350 oC foram identificadas a fase cuacutebica Bi12NiO19 a fase tetragonal de
Bi2O3 (ICSD no 41764) e a fase romboeacutedrica de Bismuto (ICSD no 64703) Na Figura 45
apresentamos o padratildeo observado plotado juntamente com o CIF das 3 fases identificadas
10 20 30 40 50 60 70 80
Inte
nsid
ad
e (
ua
)
2 (graus)
Pos Tratamento Teacutermico
20 25 30 35 40 45 50 55 60
63
Figura 45 Difratograma da amostra apoacutes tratamento teacutermico em conjunto com os CIFs de Bi Bi2O3 e
Bi12NiO19
Pode-se verificar no padratildeo do difratograma da Figura 45 que pelo formato da linha de
base obtida ocorreu a cristalizaccedilatildeo da fase amorfa e as fases identificadas correspondem aos
picos presentes no DRX da amostra
O refinamento realizado pelo MR confirmou a identificaccedilatildeo das fases contidas na
amostra no sentido da exata correspondecircncia entre os picos obtidos nos padrotildees calculados e
observados As fraccedilotildees das fases da amostra que sofreu tratamento teacutermico em comparaccedilatildeo com
as fraccedilotildees obtidas no DRX in situ estatildeo apresentados na tabela 7
Tabela 7 Fraccedilotildees das fases apoacutes tratamento teacutermico e DRX in situ a 350 oC
Fraccedilatildeo das fases Tratamento Teacutermico DRX in situ a 350 oC
Bi12NiO19 90 137
Bi2O3 89 20
Bi 11 663
10 20 30 40 50 60 70 80
Inte
nsid
ade (
ua
)
2 (graus)
Observado
Bi
Bi2O
3
Bi12
NiO19
25 30 35 40 45 50 55
64
O aumento da temperatura propicia a nucleaccedilatildeo das fases de Bi2O3 e Bi12NiO19 em
detrimento da diminuiccedilatildeo da fase Bi3Ni
O refinamento pelo meacutetodo de Rietveld para amostra que sofreu tratamento teacutermico
apresentou uma boa concordacircncia para os perfis calculado e experimental Nesse refinamento
foi utilizado o CIF modificado de Bi12NiO19 Na Figura 46 temos o padratildeo experimental e o
calculado obtidos no refinamento pelo MR
Figura 46 Padratildeo observado e experimental refinado pelo MR para amostra tratada termicamente
Compara-se na Figura 47 os difratogramas obtidos para amostra tratada termicamente e
para o DRX in situ a temperatura de 350 oC eacute possiacutevel identificar a correspondecircncia entre os
picos entretanto eacute notaacutevel a diferenccedila na linha de base do difratograma referente ao DRX in
situ contra o DRX da amostra submetida a tratamento teacutermico Pode-se concluir que para
ocorrer a cristalizaccedilatildeo da fase amorfa eacute necessaacuterio que a temperatura do tratamento teacutermico seja
superior a 550 0C
10 20 30 40 50 60 70 80
Inte
nsid
ade (
ua
)
2 (graus)
Calculado
Experimental
Residual
Pos Tratamento Teacutermico
65
Outro fenocircmeno perceptiacutevel eacute o deslocamento em 2θ da posiccedilatildeo dos picos O
difratograma da amostra que foi ao forno do DRX tem a posiccedilatildeo dos seus picos deslocados para
direita em comparaccedilatildeo ao observado no CIF do Bi12NiO19 e no DRX da amostra que passou
por tratamento teacutermico Podemos associar esse deslocamento a contraccedilatildeo do volume da ceacutelula
unitaacuteria Considerando o valor padratildeo do volume do composto Bi12NiO19 constante na tabela
5 ocorreu uma reduccedilatildeo de volume de aproximadamente 155 para amostra tratada
termicamente e uma variaccedilatildeo positiva de 005 para amostra do DRX in situ Na Figura 47
plotamos juntos os difratogramas da amostra tratada termicamente da amostra que realizou a
medida in situ a 350 0C e o CIF do Bi12NiO19
Figura 47 Difratogramas das amostras apoacutes tratamento teacutermico e DRX in situ em conjunto com o
CIF do Bi12NiO19
O tratamento teacutermico realizado produziu o resultado esperado cristalizando a fase
amorfa As fases presentes na amostra apoacutes a realizaccedilatildeo do tratamento estatildeo em conformidade
agraves encontradas nas medidas de DRX in situ
20 30 40 50 60 70 80
Bi
Inte
nsid
ade (
u a)
2 (graus)
Bi
20 25 30 35 40 45
66
5 CONCLUSAtildeO
A sintetizaccedilatildeo do composto nanoestruturado de Bi3Ni foi realizado de modo eficiente
apoacutes 13 horas de moagem mecacircnica
As medidas de difraccedilatildeo de Raio X possibilitaram acompanhar a evoluccedilatildeo estrutural e a
nucleaccedilatildeo da fase de Bi3Ni O refinamento realizado pelo Meacutetodo de Rietveld proporcionou a
quantificaccedilatildeo dos paracircmetros cristalograacuteficos tais como paracircmetros de rede volume da ceacutelula
unitaacuteria fraccedilatildeo das fases presentes e tamanho de cristalito Os fatores de qualidade e
convergecircncia alcanccedilaram valores satisfatoacuterios correspondendo a exata simulaccedilatildeo do padratildeo
observado
A anaacutelise teacutermica realizada por meio das medidas de DRX in situ permitiu o estudo da
estabilidade teacutermica e o acompanhamento da evoluccedilatildeo estrutural da amostra em funccedilatildeo da
temperatura Foi possiacutevel identificar duas novas fases presentes o Bi2O3 e Bi12NiO19 nucleadas
agraves custas da fase de Bi3Ni Na temperatura de 350 oC a amostra eacute composta das fases Bi12NiO19
Bi2O3 e Bi
As medidas de DSC realizadas ateacute a temperatura de 550 oC e com quatro diferentes
taxas de aquecimento foram utilizadas para se calcular com o uso da equaccedilatildeo de Kissinger a
energia de ativaccedilatildeo (Ea) necessaacuteria para promover a nucleaccedilatildeo do composto Bi12NiO19 que eacute de
12465 kJmol
O tratamento teacutermico no forno ateacute 800 oC promoveu o relaxamento dos defeitos e
tensotildees causadas durante a moagem mecacircnica e a cristalizaccedilatildeo da fase amorfa natildeo sendo mais
possiacutevel identificar no DRX realizado o perfil referente a essa fase Identificou-se novamente a
fase Bi12NiO19 aleacutem da ocorrecircncia das fases de Bi2O3 e Bi jaacute identificadas nas medidas de
DRX in situ confirmando a consistecircncia dos resultados obtidos por dois ensaios diferentes
Pocircde-se verificar o mesmo fenocircmeno em todos os ensaios que envolveram o
aquecimento da amostra Ao aquecer-se o Bi3Ni ocorre um processo de oxidaccedilatildeo que resulta
na formaccedilatildeo da fase de Bi2O3 e a fase de Bi12NiO19 todas associadas ao consumo de Bi da fase
Bi3Ni
Para realizaccedilatildeo de estudos futuros com o intuito de se obter a fase uacutenica de Bi3Ni
pode-se alterar ligeiramente as massas dos produtos com a adiccedilatildeo de um pouco de niacutequel
67
Pode-se melhorar o controle das condiccedilotildees de realizaccedilatildeo dos tratamentos teacutermicos com o
intuito de se evitar a oxidaccedilatildeo A realizaccedilatildeo de medidas de DSC ateacute a temperatura de 800 0C
poderaacute revelar picos exoteacutermicos e propiciar condiccedilotildees para se calcular a energia necessaacuteria
para promover a cristalizaccedilatildeo da fase amorfa
68
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22
O processo fiacutesico de espalhamento de difraccedilatildeo de raios X eacute o espalhamento elaacutestico dos
foacutetons pelos aacutetomos do material analisado que estatildeo dispostos na rede cristalina O
espalhamento ocorre quando o feixe de raios X atinge as nuvens eletrocircnicas que formam os
planos de um soacutelido cristalino em um determinado acircngulo onde uma porccedilatildeo da radiaccedilatildeo eacute
espalhada pela camada de aacutetomos superficiais e a outra parte do feixe natildeo espalhada penetra
na segunda camada de aacutetomos onde outra fraccedilatildeo eacute espalhada e o restante passa para terceira
camada e assim sucessivamente [3132] Pode-se observar uma representaccedilatildeo desse fenocircmeno
na Figura 9
Figura 9 Representaccedilatildeo geomeacutetrica da Lei de Bragg [28]
A teoria baacutesica que define o estudo de materiais cristalinos por difraccedilatildeo de raios X
baseia-se no princiacutepio de que as distribuiccedilotildees espaciais dos eleacutetrons no material definem
diferentes planos atocircmicos portanto esses planos atocircmicos espalham os raios X ndash vistos como
ondas ndash causando interferecircncia construtiva e destrutiva que se manifestam no padratildeo de raios
X como maacuteximos e miacutenimos respectivamente [33]
A ocorrecircncia de maacuteximos e miacutenimos pode ser explicada utilizando-se a Lei de Bragg
Utilizando o auxiacutelio geomeacutetrico da Figura 9 pode-se verificar que o caminho oacutetico percorrido
pelos raios X incidentes no primeiro plano do material eacute diferente do caminho percorrido pelos
feixes refratados no segundo plano A diferenccedila de caminho (δ) pode ser descrita como
δ = 2dhkl119904119890119899120579 (1)
Essa diferenccedila de percurso gera uma diferenccedila de fase (∆120593) entre as ondas refletidas que pode
ser expressa por
23
∆120593 = 2120587 δλfrasl (2)
onde λ eacute o comprimento de onda do feixe de raios X incidente Para um cristal perfeito e infinito
haveraacute interferecircncia construtiva somente quando δ = nλ onde n eacute um nuacutemero inteiro
Dessa forma a condiccedilatildeo para ocorrecircncia de interferecircncia construtiva pode ser expressa como
2119889ℎ119896119897119904119890119899120579 = 119899 λ (3)
Essa relaccedilatildeo eacute conhecia como a Lei de Bragg
Desse modo se o cristal for rotacionado cada conjunto de planos iraacute difratar a radiaccedilatildeo
quando o valor de 2dsenθ satisfizer a equaccedilatildeo Assim os dados de difraccedilatildeo satildeo coletados para
o cristal como um todo O arranjo de feixes difratados considerados em conjunto eacute
denominado padratildeo de difraccedilatildeo de cristal Se o material analisado estiver na forma de um poacute
de pequenos cristalitos aleatoriamente arranjados cada cristalito iraacute produzir seu proacuteprio padratildeo
de difraccedilatildeo [34]
Um ponto importante a ser considerado eacute que a intensidade determinada
experimentalmente definida como a intensidade total de cada difraccedilatildeo e que corresponde as
aacutereas delimitadas pelas respectivas curvas eacute maior que a prevista pela Lei de Bragg Tal
diferenccedila entre o padratildeo real e o previsto por Bragg reside no fato de o cristal natildeo ser perfeito
e nem infinito aleacutem dos feixes de raios X natildeo serem totalmente monocromaacuteticos e a radiaccedilatildeo
incidente natildeo corresponder a feixes perfeitamente paralelos Por tudo isso ao se observar um
padratildeo de raios X verifica-se que os picos possuem a forma de uma funccedilatildeo Gaussiana e natildeo a
de uma funccedilatildeo delta como previsto pela lei de Bragg Assim para valores ligeiramente
diferentes dos acircngulos de Bragg ocorreraacute tambeacutem difraccedilatildeo [35]
Se o material analisado for um liacutequido ou um soacutelido natildeo cristalino (amorfo) o padratildeo
obtido se caracteriza por uma quase completa ausecircncia de periodicidade uma certa ordem
apenas a pequenas distacircncias (de curto alcance) e uma preferecircncia estatiacutestica para uma distacircncia
interatocircmica particular Como consequecircncia os padrotildees tendem a possuir apenas um ou dois
picos alargados
Na Figura 10 ilustra-se as diferenccedilas tiacutepicas observadas nos padrotildees de difraccedilatildeo para
amostras de um cristal perfeito (A) um cristal real (B) e um liquido ou material amorfo (C)
24
Figura 10 Padratildeo de difraccedilatildeo para Cristal perfeito cristal real e liquido ou amorfo respectivamente
O estudo da direccedilatildeo e da intensidade do feixe difratado eacute importante pois permite obter
conclusotildees sobre o fator de estrutura de materiais cristalinos e de materiais amorfos As
intensidades relativas da difraccedilatildeo de estruturas cristalinas dependem do conteuacutedo da ceacutelula
unitaacuteria quanto ao nuacutemeros de eleacutetrons nos aacutetomos posiccedilotildees atocircmicas e da distribuiccedilatildeo
eletrocircnica nos aacutetomos Tem-se entatildeo o fator de estrutura que estaacute diretamente relacionado com
a intensidade das ondas espalhadas no fenocircmeno de difraccedilatildeo em materiais
241 Difratocircmetro
O difratocircmetro eacute constituiacutedo basicamente por um tubo de raios X um porta amostra
onde se incide a radiaccedilatildeo e um detector moacutevel Nos equipamentos modernos a geometria de
Bragg-Brentano se manteacutem com a diferenccedila de que a amostra permanece na posiccedilatildeo horizontal
podendo se movimentar apenas quando se utiliza um sistema de rotaccedilatildeo horizontal sobre o eixo
da amostra Nessa geometria um feixe de radiaccedilatildeo monocromaacutetica incide na amostra em forma
de poacute rotacionada de um acircngulo θ enquanto os dados satildeo coletados por um detector que se
move de 2θ [3637]
Uma representaccedilatildeo esquemaacutetica do funcionamento de um difratocircmetro pode ser vista
na Figura 11 Neste esquema verifica-se que o feixe de Raios X gerado pela fonte (A) sai do
tubo passando pela janela de beriacutelio em forma de uma linha O mesmo passa pela fenda soller
de placas paralelas passando em seguida pela fenda divergente e pela maacutescara que controlam
25
a aacuterea dos Raios X que incidem sobre a amostra (B) O feixe difratado passa pelas fendas anti-
espalhamento de recebimento e soller incidindo no detector (C) apoacutes passar por um
monocromador [353637]
Figura 11 Representaccedilatildeo esquemaacutetica de um Difratocircmetro [35]
As fendas soller tecircm como funccedilatildeo diminuir a divergecircncia axial de um feixe de raios X
A fenda divergente eacute utilizada para limitar a divergecircncia lateral do feixe de raios X de modo
que a superfiacutecie da amostra receba o maacuteximo possiacutevel da radiaccedilatildeo e ao mesmo tempo a
irradiaccedilatildeo do porta amostra seja evitada A maacutescara tem a funccedilatildeo de limitar a aacuterea linear
iluminada sobre a amostra [3839]
O feixe difratado eacute normalmente expresso atraveacutes de picos que se destacam do
background (ou linha de base) registrados num difratograma de intensidade versus o acircngulo
2θ As intensidades obtidas em acircngulos 2θ representadas atraveacutes dos picos nos difratogramas
correspondem agrave difraccedilatildeo do feixe incidente por um determinado conjunto de planos do cristal
que possuem mesma distacircncia interplanar cada qual com iacutendices de Miller hkl (reflexotildees hkl)
A intensidade a posiccedilatildeo angular (2θ) ou distacircncia interplanar (d) e o perfil satildeo as informaccedilotildees
obtidas de cada pico Cada composto cristalino apresenta um padratildeo difratomeacutetrico
caracteriacutestico permitindo sua identificaccedilatildeo atraveacutes das posiccedilotildees angulares e intensidades
relativas dos picos difratados [3639]
Na tabela 2 apresentam-se alguns fatores instrumentais e seus efeitos sobre as posiccedilotildees
forma e larguras dos picos de difraccedilatildeo [414243]
26
Tabela 2 Relaccedilatildeo entre os fatores instrumentais e os efeitos sobre os picos de DRX
25 Meacutetodo de Rietveld
O fiacutesico holandecircs Hugo M Rietveld desenvolveu em 1969 um meacutetodo para refinar
estruturas cristalinas a partir de modelos teoacutericos e de padrotildees de raios X (DRX) ou de necircutrons
[44 45]
O modelo matemaacutetico utilizado no Meacutetodo de Rietveld (MR) refina os perfis teoacutericos
dos picos de difraccedilatildeo de forma que estes perfis se aproximem dos perfis medidos O refinamento
possibilita determinar as propriedades cristalograacuteficas do material analisado como por
exemplo orientaccedilotildees preferenciais (textura) em alguns casos o tamanho meacutedio e a
microdeformaccedilatildeo de cristalitos e as dimensotildees da cela unitaacuteria [44]
Para executar o refinamento de estruturas o MR faz comparaccedilotildees do perfil real de uma
amostra (o observado ou experimental) com espectros teoacutericos calculados a partir de misturas
hipoteacuteticas de fases (o calculado) Compara-se pontualmente os valores obtidos atraveacutes da
diferenccedila entre as intensidades
Os valores satildeo ajustados utilizando-se o meacutetodo dos miacutenimos quadrados ateacute se
conseguir a melhor concordacircncia possiacutevel do padratildeo experimental com o calculado [46]
A diferenccedila entre as intensidades isto eacute a quantidade minimizada no refinamento eacute dada
pela seguinte expressatildeo
Sy = sum 120596119894(119910119894 minus 119910119888119894)2
119894 (4)
FATOR INSTRUMENTAL EFEITO SOBRE O PICO
Alinhamento e colimaccedilatildeo do feixe Afeta na largura e simetria dos picos
Excentricidade da amostra Influecircncia a largura e posiccedilatildeo dos picos
Planaridade da superfiacutecie da
amostra Produz assimetria dos picos em baixos acircngulos
Absorccedilatildeotransparecircncia da amostra Causa deslocamento dos picos alargamento e assimetria
principalmente em amostras com coeficientes de absorccedilatildeo
Tamanho das partiacuteculas e micro
deformaccedilatildeo da rede Causa variaccedilatildeo na largura e forma dos picos
27
Onde 120596119894 representa a intensidade observada no i-eacutesimo ponto (sendo expresso por 120596119894 =
1 119910119894frasl ) e 119910119894 representa a intensidade observada e 119910119888119894 a intensidade calculada [46]
As medidas precisas de intensidades dadas em intervalos de 2θ o incremento de 2θ
constante um modelo inicial proacuteximo a estrutura real da amostra satildeo alguns requisitos que
devem ser analisados antes de se iniciar o refinamento
Deve-se ficar claro que o MR natildeo se trata de um software os programas satildeo utilizados
para realizar os caacutelculos matemaacuteticos requeridos pelo meacutetodo Existem diversos programas
computacionais que usam o MR dentre eles o pacote de programas GSAS (General Structure
Analysis System) [47] e o EXPGUI [48]
Para se descrever o formato dos picos de DRX de materiais nanoestruturados
recomenda-se utilizar a funccedilatildeo perfil pseudo-Voigt de Thompson-Cox-Hasting modificada
(funccedilatildeo de perfil CW 4 no pacote GSAS [47]) que considera o modelo anisotroacutepico de Stephens
e efeitos de textura [4950]
Nesta funccedilatildeo de perfil a largura a meia altura (FWHM) das partes gaussiana (ΓG) e
Lorentziana (ΓL) eacute expressa da seguinte forma
Γ119866 = [(119880 + (1 minus 120578)2119889ℎ1198961198974 Γ119878
2(ℎ119896119897))1199051198861198992120579 + 119881119905119886119899120579 + 119882 +119875
1198881199001199042120579]
12
(5)
e
Γ119871 = 120578119889ℎ1198961198972 Γ119878(ℎ119896119897) 119905119886119899120579 +
119883+119883119890119888119900119904120601
119888119900119904120579 (6)
Onde dhkl eacute a distacircncia entre os planos da rede e θ eacute o acircngulo de Bragg Na parte gaussiana os
paracircmetros V e W dependem dos instrumentos Os paracircmetros P e o termo X + Xecosφ
descrevem respectivamente as contribuiccedilotildees Gaussianas e Lorentzianas para o tamanho de
cristalito Os paracircmetros P e X correspondem ao tamanho de cristalito isotroacutepico enquanto Xe
expressa efeitos de tamanho de cristalito anisotroacutepicos φ eacute o acircngulo entre o vector de reflexatildeo
e o seu respectivo eixo de ampliaccedilatildeo
O paracircmetro de tensatildeo isotroacutepica U e o paracircmetro de tensatildeo anisotroacutepica ΓS (hkl)
expressam o alargamento de pico causado por deformaccedilotildees na rede cristalina ΓS (hkl) eacute uma
28
funccedilatildeo do alargamento (hkl) e depende da simetria de cristal [4950] O paracircmetro η eacute um
coeficiente de mistura que determina as contribuiccedilotildees do alargamento gaussiano (η = 0) e
Lorentziano (η = 1)
O tamanho de cristalito aparente pode ser determinado pela formula de Scherrer
Considerando o refinamento de todos esses paracircmetros para ajustar as larguras de linha e
assumindo que a contribuiccedilatildeo da distribuiccedilatildeo de tamanho de cristalitos eacute anisotroacutepica isto eacute
fazendo P = 0 na equaccedilatildeo 5 pode-se calcular o tamanho de cristalito (lang119889rang) pela seguinte foacutermula
[52]
lang119889rang =(18000119870120582)
119871119909120587 (7)
Considerando tambeacutem que as microtensotildees satildeo isotroacutepicas e fazendo ΓS (hkl) =0 na
equaccedilatildeo 6 pode-se calcular seu percentual pela foacutermula contida no Manual do GSAS [52]
assim a microdeformaccedilatildeo (ε) pode ser expressa por
120576 =120587
18000radic(81198971198992)(119866119880 minus 119866119880119900)100 (8)
Onde GUo eacute o valor previamente obtido do material padratildeo utilizado na calibraccedilatildeo do
equipamento Os valores obtidos para a amostra padratildeo satildeo considerados como iniciais para
paracircmetros ajustaacuteveis e mantidos fixos para os demais durante o ajuste de difratogramas de
amostras em estudo [53]
Durante o refinamento pelo meacutetodo de Rietveld um conjunto de paracircmetros varaacuteveis eacute
calculado e refinado em relaccedilatildeo aos dados digitalizados do difratograma abaixo apresenta-se
um breve detalhamento desses paracircmetros [414243]
29
1- Fator de escala corresponde agrave correccedilatildeo de proporcionalidade entre o padratildeo
difratomeacutetrico calculado e o observado
2- Linha de base (background) eacute corrigida a partir de dados coletados no proacuteprio
difratograma e da interpolaccedilatildeo entre estes pontos Eacute importante conhecer o
comportamento da linha de base jaacute que esta fornece informaccedilotildees a respeito da presenccedila
de fases amorfas na amostra e pode ser incluiacuteda em uma rotina de quantificaccedilatildeo das
fases envolvidas
3- Perfil de pico conjunto de funccedilotildees analiacuteticas em que se modelam efeitos relacionados
ao perfil Algumas equaccedilotildees analiacuteticas satildeo propostas para corrigir estes efeitos como
as equaccedilotildees Gaussiana Lorentziana e de assimetria
4- Paracircmetros da ceacutelula Podem ser corrigidos pela Lei de Bragg (nλ=2dsenθ) onde o
espaccedilamento d estaacute relacionado aos iacutendices de Miller e portanto aos paracircmetros de
ceacutelula (a b c α β γ) A indexaccedilatildeo dos picos eacute feita levando-se em conta os paracircmetros
da ceacutelula e a intensidade calculada o que mostra certa vantagem em relaccedilatildeo a teacutecnicas
convencionais pois todos os paracircmetros que influenciam na discrepacircncia dos valores
de d satildeo refinados conjuntamente com os das intensidades
5- Fator de estrutura os paracircmetros variaacuteveis deste fator satildeo posiccedilotildees atocircmicas fatores
de temperatura isotroacutepicos ou anisotroacutepicos e o nuacutemero de ocupaccedilatildeo
6- Deslocamento paracircmetros de correccedilatildeo dos deslocamentos devido agrave fuga do ponto focal
da oacuteptica do difratocircmetro
7- Orientaccedilatildeo preferencial correccedilatildeo de problemas gerados na preparaccedilatildeo de amostra
Trabalhos da literatura mostram que a reduccedilatildeo computacional da orientaccedilatildeo preferencial
tem eficiecircncia limitada daiacute a preocupaccedilatildeo em controlar este efeito durante a preparaccedilatildeo
da amostra
30
251 Iacutendices de avaliaccedilatildeo da qualidade do refinamento
A qualidade do refinamento deve ser verificada atraveacutes de indicadores estatiacutesticos
numeacutericos que satildeo utilizados durante o processo iterativo (caacutelculos) e apoacutes o teacutermino deste
para aferir se o refinamento estaacute se procedendo de modo satisfatoacuterio [46]
Os refinamentos realizados no software GSAS [47] devem ser acompanhados no que
diz respeito a convergecircncia ao miacutenimo global por iacutendices de confiabilidade para julgar a
qualidade dos mesmos dentre eles o Rwp (R ponderado) e o 1205362 chamado de ldquogoodnees of fit
os quais estatildeo relacionados com o perfil do difratograma [46]
O Rwp eacute expresso por
119877119908119901 = ( radicsum 120596119894(119910119894minus 119910119888119894)2
119894
sum 120596119894(119910119894)2119894
) 119909 100 (9)
O denominador do Rwp eacute a funccedilatildeo de minimizaccedilatildeo (equaccedilatildeo 4) Esse eacute o iacutendice que deve
ser analisado para verificar se o refinamento estaacute convergindo Se o valor de Rwp estaacute
diminuindo entatildeo o refinamento estaacute sendo bem-sucedido Bons refinamentos fornecem
valores de Rwp da ordem de 2 a 10 tipicamente se encontram entre 10 e 20 [46]
O Rexp eacute o valor estatisticamente esperado sendo expresso conforme [54]
119877119890119909119901 = [(119873minus119875)
sum 119908119894(119910119894(119900119887119904))sup2]
12frasl
(10)
Por sua vez o 1205362 eacute definido como
1205942 = 119877119908119901
119877119890119909119901 (11)
Trata-se de um iacutendice frequentemente utilizado estando relacionado agrave qualidade do
ajuste entre o difratograma calculado e o observado Espera-se que seu valor seja equivalente a
10 em um refinamento perfeito sendo que na praacutetica valores em torno de 50 caracterizam
refinamentos otimizados [43] O Rexp utilizado para se determinar o valor de 1205362 eacute o valor
estatisticamente esperado para o Rwp
31
252 GSAS-EXPGUI
O diagrama de blocos da Figura 12 descreve os procedimentos a serem seguidos para se
iniciar um refinamento no software EXPGUI [48]
Figura 12 Diagrama de blocos com ordem dos procedimentos para iniacutecio do refinamento no EXPGUI
Iniciar o programa
Adicionar as fases
Inserir o Difratograma Experimental
Inserir o arquivo PRM
Escolha da funccedilatildeo de background
powpref
genles
Abertura do programa com criaccedilatildeo de um novo arquivo referente ao
refinamento que seraacute iniciado
A adiccedilatildeo das fases presentes na amostra normalmente utiliza-se arquivos
com as informaccedilotildees cristalograacuteficas com a extensatildeo cif
Insere-se o arquivo contendo o difratograma experimental (com a extensatildeo
gsas)
Inserir o PRM O arquivo PRM conteacutem informaccedilotildees instrumentais do
difratocircmetro utilizado como por exemplo o nome do difratocircmetro o
comprimento de onda da radiaccedilatildeo utilizada a polarizaccedilatildeo e os paracircmetros de
perfil relacionados ao alargamento instrumental
O passo seguinte eacute a escolha da funccedilatildeo de background e o nuacutemero de termos
que se iraacute utilizar O programa dispotildee de 8 tipos de funccedilotildees background Na
sequecircncia deve-se escolher a funccedilatildeo de perfil que iraacute modelar os picos de
difraccedilatildeo O GSAS possui cinco funccedilotildees Nesse trabalho utilizou-se a funccedilatildeo
nuacutemero 4
Preparar e carregar os dados
Prepara para rodar os ciclos de refinamento
32
Concluiacutedo os processos descritos na Figura 12 inicia-se o refinamento dos paracircmetros
vale ressaltar que a utilizaccedilatildeo da funccedilatildeo perfil pseudo-Voigt de Thompson-Cox-Hasting
modificada embora seja mais interessante para refinamentos de estruturas ela pode apresentar
alguma complicaccedilatildeo devido agrave grande quantidade de paracircmetros altamente correlacionados (GU
GV GW GP LX) que tornam a convergecircncia um desafio agrave paciecircncia
Entretanto a sua aplicaccedilatildeo pode ser significativamente simplificada se um refinamento
preacutevio de uma amostra padratildeo for realizado e os paracircmetros instrumentais obtidos forem
usados como paracircmetros iniciais para o refinamento do material desejado [46]
Na Figura 13 apresenta-se um print da interface do EXPGUI Durante os procedimentos
de refinamento
Figura 13 Interface do EXPGUI para refinamento dos paracircmetros
Para refinamento dos paracircmetros o conhecimento da correlaccedilatildeo de cada fator torna mais
faacutecil o sucesso e a qualidade final do refinamento Escolhendo-se a funccedilatildeo de perfil 4 tem-se as
seguintes correlaccedilotildees mostradas na tabela 3
33
Tabela 3 Correlaccedilotildees e definiccedilotildees para as variaacuteveis envolvidas no refinamento pelo MR no EXPGUI
PARAcircMETRO CORRELACcedilAtildeO NO MODELO REFINADO
GV e GW Definem a largura da gaussiana relacionada ao alargamento instrumental
GU Define a largura da gaussiana relacionada agrave micro deformaccedilatildeo da rede
GP Define a largura da gaussiana relacionada ao tamanho de cristalito
LX Define a largura da lorentziana relacionada ao tamanho de cristalito
PTEC Avalia a anisotropia do tamanho de cristalito relacionada ao alargamento de
Lorentz
SHKL Define a micro deformaccedilatildeo da rede relacionada ao alargamento de Lorentz Seu
nuacutemero de termos depende da simetria de Laue
TRNS Descreve a profundidade de penetraccedilatildeo dos raios X em uma amostra
SHFT Determina o deslocamento em 2θ devido agrave posiccedilatildeo da amostra no porta amostra
SFEC Avalia a anisotropia quando haacute falhas de empilhamento da rede
ETA Eacute o termo de mistura entre as contribuiccedilotildees de Gauss e de Lorentz
SL e HL Satildeo termos de assimetria relacionados agrave divergecircncia axial
25 Calorimetria Diferencial de Varredura
A calorimetria diferencial de varredura (Differential Scanning Calorimetry- DSC) eacute um
meacutetodo de medida bem estabelecido e usado numa ampla escala em diferentes aacutereas de
pesquisa Com as medidas de DSC eacute possiacutevel investigar a evoluccedilatildeo teacutermica dos materiais e
tambeacutem avaliar grandezas como pureza capacidade teacutermica calor de transiccedilatildeo transiccedilotildees
viacutetreas relaxaccedilatildeo teacutermica [2]
O sistema DSC consiste na detecccedilatildeo de um sinal eleacutetrico gerado pela diferenccedila de
temperatura entre o material de referecircncia cujo comportamento com a temperatura eacute conhecido
e o material que estaacute sendo investigado (amostra) O DSC eacute um meacutetodo calorimeacutetrico no qual
satildeo medidas diferenccedilas de energia A Figura 14 ilustra a configuraccedilatildeo de um DSC
34
Figura 14 Ilustraccedilatildeo da configuraccedilatildeo de um DSC
As curvas construiacutedas com os dados DSC permitem identificar substacircncias construir
diagramas de fase aleacutem de determinar a fraccedilatildeo de cristalinidade dos materiais A amostra natildeo
inerte pode sofrer periodicamente fenocircmenos de absorccedilatildeo ou geraccedilatildeo de calor em funccedilatildeo do
tempo temperatura e posiccedilatildeo do meio Entre os processos de absorccedilatildeo de calor (endoteacutermicos)
pode-se destacar a fusatildeo a sublimaccedilatildeo a adsorccedilatildeo e entre os processos de geraccedilatildeo de calor
(exoteacutermicos) destacam-se a cristalizaccedilatildeo e a desorccedilatildeo
De acordo com o fenocircmeno ocorrido com a amostra no interior do equipamento a curva
gerada poderaacute apresentar picos endoteacutermicos ou exoteacutermicos a associaccedilatildeo dos dados com um
diagrama de fases um DRX ou outra teacutecnica poderaacute ser necessaacuterio para se extrair informaccedilotildees
consistentes A Figura 15 ilustra as possiacuteveis configuraccedilotildees encontradas em uma curva tiacutepica
de DSC
Figura 15 Representaccedilatildeo graacutefica dos padrotildees geneacutericos de picos apresentados no DSC
35
Dentre os possiacuteveis fenocircmenos apresentados por uma amostra em um DSC pode-se
obter picos exoteacutermicos ou endoteacutermicos Pode-se calcular a energia de ativaccedilatildeo (Ea) necessaacuteria
para promover a cristalizaccedilatildeo ou a nucleaccedilatildeo de uma fase Para tanto eacute necessaacuterio conhecer
valores de temperaturas de pico de cristalizaccedilatildeo (Tc) medidas para diferentes taxas de
aquecimento constantes (τ) e aplicar esses valores na equaccedilatildeo de Kissinger mostrada abaixo
[2]
119897119899 (τ
1198791198882) = minus
119864119886
119877119879119888+ 119888 (12)
onde R = 831 Jmol K eacute a constante molar dos gases e c eacute uma constante arbitraria
36
3 PROCEDIMENTOS EXPERIMENTAIS
31 Produccedilatildeo da Amostra
Para produccedilatildeo da amostra de Bi3Ni utilizou-se a formula AxBy onde x + y =100 e as
relaccedilotildees abaixo descritas as quais permitem encontrar os valores em fraccedilatildeo da massa de cada
componente
119872119879119900119905119886119897 = (119909
119909+119910) 119872119860 + (
119910
119909+119910) 119872119861
119876119860 = (119909
119909+119910)
119872119860
119872119879119874119879119860119871 e (13)
119876119861 = (119910
119909 + 119910)
119872119861
119872119879119874119879119860119871
onde MTotal = massa total a ser pesada MA = massa do elemento A (constante na Tabela
Perioacutedica) MB = massa do elemento B (constante na Tabela Perioacutedica) QA = fraccedilatildeo da massa
do elemento A a ser pesada e QB = fraccedilatildeo da massa do elemento B a ser pesada
Considerando-se as relaccedilotildees acima a amostra composta pelos elementos quiacutemicos
Niacutequel (Ni) e Bismuto (Bi) foi produzida com a massa total de 3 gramas sendo 026 gramas
de Ni (Alfa Aesar com 9995 de pureza e com tamanho de partiacutecula de minus100 mesh) e 274
gramas de Bi (Alfa Aesar com 9995 de pureza e com tamanho de partiacutecula de minus100 mesh)
Para pesagem foi utilizada a balanccedila eletrocircnica de alta precisatildeo (001mg) SHIMADZU modelo
(AUW220D)
32 Siacutentese Mecacircnica
Apoacutes a preparaccedilatildeo da amostra iniciou-se a fase da moagem mecacircnica Para tal utilizou-
se o moinho High Energy Ball Mill Emax da Retsch pertencente ao Laboratoacuterio de Siacutentese e
Caracterizaccedilatildeo de Nanomateriais (LSCN) do IFAM O moinho Emax combina vantagens de
diversos tipos de moinho tais como impacto de alta frequecircncia (moinho oscilante) atrito
37
intenso (moinho oscilante de discos) e movimentos rotativos controlados do vaso de moagem
(moinho de bolas planetaacuterio) o que proporciona um oacutetimo desempenho [55]
Na Figura 16 satildeo mostradas as imagens do moinho na imagem agrave esquerda observa-se a posiccedilatildeo
de fixaccedilatildeo dos dois jarros de moagem
Figura 16 Moinho High Energy Ball Mill Emax
Os suportes de cada vaso satildeo afixados sobre dois discos que giram no mesmo sentido
movendo assim os vasos por uma trajetoacuteria circular sem que estes modifiquem sua orientaccedilatildeo
A accedilatildeo combinada da geometria dos vasos e da mecacircnica do movimento gera um forte atrito
entre as bolas a amostra e as paredes do vaso bem como uma elevada aceleraccedilatildeo que lanccedila as
bolas com forte impacto contra a amostra junto agraves paredes do vaso Disso resulta uma melhor
mistura das partiacuteculas e uma menor granulometria final [55]
O moinho possui um sistema de resfriamento por aacutegua permitindo que a elevada
aplicaccedilatildeo de energia possa ser aproveitada com eficiecircncia no processo de moagem sem que a
amostra se superaqueccedila
A amostra foi colocada no jarro de moagem juntamente com 3 esferas de accedilo inoxidaacutevel
com massa total de 2092 g resultando numa BPR aproximada de 71 O jarro de moagem foi
levado a glove box onde foi realizado o vaacutecuo do ambiente com a posterior injeccedilatildeo de gaacutes
Argocircnio e a selagem do vaso de moagem Esse procedimento teve como objetivo evitar uma
possiacutevel oxidaccedilatildeo da amostra durante a moagem mecacircnica
38
Na Figura 17 eacute possiacutevel visualizar o jarro de moagem em dois momentos sendo o
primeiro entes do fechamento com as esferas e a amostra e posteriormente durante o processo
de fechamento dentro da glove box
Figura 17 Preparaccedilatildeo e selagem do vaso de moagem
O primeiro processo de moagem da mistura foi realizado durante uma hora Apoacutes esse
tempo o jarro foi aberto e feito uma Difraccedilatildeo de Raios X (DRX) da amostra Seguiu-se entatildeo
para selagem do vaso de moagem e preparaccedilatildeo para novo ciclo de moagem O intervalo de
moagem passou a ser de 3 horas sendo realizado em trecircs etapas de 1 hora entre cada etapa
houve um intervalo de 5 minutos para resfriamento da amostra realizadas sem abertura do jarro
de moagem
No procedimento foi utilizada a rotaccedilatildeo de 1000 rpm a temperatura do vaso variou de
27 degC agrave 39 degC no final da moagem Apoacutes as 3 horas de moagem o vaso foi aberto e realizou-se
um DRX da amostra Esse processo se repetiu por seis vezes tendo gerado intervalos de tempo
de1h 4hs 7hs 10hs 13hs 16hs e 19hs de moagem
O fim da moagem foi estabelecido com base na anaacutelise dos difratogramas da amostra e
da constataccedilatildeo de equiliacutebrio na evoluccedilatildeo ou formaccedilatildeo de novas fases
39
33 Difraccedilatildeo de Raios X
As medidas de DRX foram realizadas no Laboratoacuterio de Materiais (LabMat) da UFAM
utilizando um Difratocircmetro de Raio-X modelo Empyrean da PANalytical com radiaccedilatildeo CuKα1
de 1 5406 Aring e se dividiram em duas etapas
A primeira etapa foi realizada com os intervalos de 1h 4hs 7hs 10hs 13hs 16hs e 19
horas e teve como finalidade acompanhar a evoluccedilatildeo estrutural da amostra e confirmar a
formaccedilatildeo da fase uacutenica de Bi3Ni
A Figura 18 apresenta o porta amostra em duas etapas distintas a primeira com a
amostra sendo preparada adequadamente e na segunda pronta para a realizaccedilatildeo do DRX
Figura 18 Preparaccedilatildeo da amostra para realizaccedilatildeo de DRX
Os difratogramas experimentais gerados foram submetidos agrave identificaccedilatildeo das fases
cristalinas atraveacutes de comparaccedilotildees com padrotildees difratomeacutetricos disponibilizados no banco de
dados do Inorganic Crystal Structure Database ndash ICSD
Na Figura 19 apresenta-se o goniocircmetro difratocircmetro de raio-X modelo Empyrean da
PANalytical
40
Figura 19 Difratocircmetro de Raio-X modelo Empyrean da PANalytical
Os padrotildees usados de DRX foram os seguintes
Faixa de acircngulo 10 ndash 100deg
Velocidade de escaneamento 1deg min
Tempo aproximado de realizaccedilatildeo do difratograma 45 min
Tubo de raio-X de cobre (Cu)
Voltagem 40 kV
Corrente 30 mA
Divergecircncia de fenda 10 (deg)
Dispersatildeo de fenda 10 (deg)
A segunda etapa das medidas de DRX foi realizada com uso do forno e medidas in situ
tendo sido realizadas com a amostra moiacuteda por 19 horas nas temperaturas de 250 2500 3000 e
350 0C essas medidas tiveram a finalidade de acompanhar o comportamento estrutural em
funccedilatildeo da temperatura e estudar a estabilidade teacutermica da amostra Detalhes do forno estatildeo
ilustrados nas Figuras 20
41
Figura 20 Preparaccedilatildeo da amostra e porta amostra no forno do DRX
A primeira mediccedilatildeo foi realizada a temperatura de 25 oC seguindo-se de um
aquecimento a taxa de 10 oCmin ateacute atingir a temperatura de 250 oC apoacutes atingir a temperatura
procedeu-se uma execuccedilatildeo de uma isoteacutermica por 10 minutos antes da mediccedilatildeo in situ de DRX
O procedimento foi repetido para as temperaturas de 300 oC e 350 oC conforme pode-se
observar na rampa de aquecimento da Figura 21
Figura 21 Rampa de aquecimento para medidas in situ de DRX
34 Refinamento pelo Meacutetodo de Rietveld
Para realizaccedilatildeo dos refinamentos pelo MR desta dissertaccedilatildeo utilizou-se o programa
GSAS (General Structure Analysis System) e o EXPGUI [4748]
42
Para se descrever o formato dos picos de DRX utilizou-se a funccedilatildeo perfil pseudo-Voigt
de Thompson-Cox-Hasting modificada funccedilatildeo de perfil CW 4 no pacote GSAS que considera
o modelo anisotroacutepico de Stephens e efeitos de textura [4950]
Para o coeficiente de mistura (η) que determina as contribuiccedilotildees do alargamento
gaussiano (η = 0) e Lorentziano (η = 1) nas equaccedilotildees 5 e 6 foi utilizado neste trabalho o valor
de η = 075
Os coeficientes de alargamento instrumental V e W constantes na equaccedilatildeo 5 foram
previamente obtidos a partir do DRX de uma amostra padratildeo bem cristalizada e mantidos fixos
no refinamento dos dados experimentais
Para o caacutelculo do tamanho meacutedio de cristalito com o uso da equaccedilatildeo 7 utilizou-se o
valor de K = 091 e 120582=0154056 nm
O GSAS dispotildee de 8 tipos de funccedilotildees de background neste trabalho utilizou-se a funccedilatildeo
polinomial de Chebyshev o nuacutemero de termos variou tendo sido utilizados 20 termos na funccedilatildeo
polinomial para refinamentos com a presenccedila da fase amorfa e 6 termos apoacutes a cristalizaccedilatildeo da
fase amorfa
Para iniacutecio do refinamento no programa EXPGUI foi utilizado o diagrama de blocos da
Figura 12 e para o refinamento dos paracircmetros as correlaccedilotildees da tabela 3
35 Tratamento Teacutermico
Foi realizado um tratamento teacutermico na amostra moiacuteda por 19 horas com a finalidade
de promover o relaxamento dos defeitos e tensotildees causados durante a moagem mecacircnica e a
cristalizaccedilatildeo da fase amorfa presente A partir da temperatura ambiente 25 oC iniciou-se o
aquecimento a uma taxa de 10 oCmin A temperatura final foi de 800 oC seguindo-se do
desligamento do forno que se manteve fechado ateacute que a temperatura da amostra atingisse
25 oC Em seguida a amostra foi retirada do forno e foi realizado um DRX Utilizou-se um forno
tubular com tubo de quartzo e uma atmosfera com fluxo constante de gaacutes argocircnio ilustrado
na Figura 22
43
Figura 22 Forno utilizado para realizar o tratamento teacutermico
36 Calorimetria Diferencial de Varredura (DSC)
As medidas de DSC foram realizadas na amostra moiacuteda por 19 horas em uma ceacutelula
Netzsch modelo DSC 3500 Sirius pertencente ao Laboratoacuterio de Termo ciecircncias da UFAM
Para realizaccedilatildeo das medidas utilizou-se um fluxo de proteccedilatildeo de N2 a 50 mlmin com
temperatura inicial de 25 oC e temperatura final de 550 oC
Foram realizadas quatro medidas com as taxas de transferecircncia de calor de 25 oCmin
5 oCmin 10 oCmin e 20 oCmin Foram utilizados cadinhos (porta amostra) de alumiacutenio e a
massa meacutedia de 22 mg de amostra foi utilizada nos quatro experimentos
Na Figura 23 eacute mostrada a ceacutelula Netzsch modelo DSC 3500 Sirius onde foram
realizadas as medidas e os cadinhos sendo dois fechados e um com a amostra visiacutevel
Figura 23 Equipamento utilizado para realizar o DSC
44
4 RESULTADOS E DISCUSSOtildeES
41 Evoluccedilatildeo estrutural
A Figura 24 mostra a evoluccedilatildeo estrutural durante o processo de siacutentese conforme
descrito nos procedimentos experimentais Qualitativamente podemos ver nesta figura uma
modificaccedilatildeo gradativa dos padrotildees de difraccedilatildeo O pico mais intenso da amostra moiacuteda por 1
hora corresponde ao plano (1 0 -2) do Bi precursor
Acompanhando o comportamento deste plano em especiacutefico constata-se que entre a
primeira e a quarta hora o mesmo sofre apenas uma ligeira diminuiccedilatildeo Concomitantemente
com este decreacutescimo emergem pequenos novos picos em 2θ aproximadamente entre 28 e 35o
Com 7 horas de moagem os novos picos satildeo evidentes e foram identificados junto agrave base de
dados do ICSD como a estrutura desejada Bi3Ni grupo espacial Pnma (cartatildeo nuacutemero 391336)
Em 13 horas de moagem o pico do Bi atinge seu miacutenimo e segue estaacutevel ateacute 19 h de moagem
Dada a observaccedilatildeo da estabilizaccedilatildeo estrutural o processo foi interrompido Uma anaacutelise mais
detalhada dos difratogramas seraacute mostrada e discutida na sequecircncia
Figura 24 Padratildeo de difraccedilatildeo observado para amostra e Bi3Ni durante todo intervalo de moagem
10 20 30 40 50 60 70 80
19h
16h
1h
10h
1h
7h
4h
2(graus)
1h
13h
Inte
nsid
ade (
ua
)
45
Na Figura 25 mostramos a indexaccedilatildeo das fases na primeira hora de moagem onde foi
verificada o iniacutecio da nucleaccedilatildeo do Bi3Ni Tambeacutem eacute possiacutevel observar os picos do elemento
precursor minoritaacuterio no caso o Niacutequel (cartatildeo ICSD 64703)
Figura 25 Difratograma obtido apoacutes a primeira hora de moagem
Seguindo o processo de moagem conforme descrito nos procedimentos experimentais
a amostra foi moiacuteda por mais 3 horas totalizando 4 horas de moagem os difratogramas obtidos
satildeo apresentados nas Figuras 26 e 27 Nesta etapa jaacute natildeo eacute mais possiacutevel identificar a presenccedila
dos picos referentes ao niacutequel dessa forma somente satildeo observados os picos do bismuto e do
Bi3Ni Poreacutem como verificamos na Figura 24 a nucleaccedilatildeo da liga Bi3Ni continua ocorrendo
sistematicamente
Na Figura 26 mostramos uma comparaccedilatildeo do difratograma padratildeo de Bi3Ni (cartatildeo
nuacutemero 391336 do ICSD) com o difratograma da amostra moiacuteda por 4 horas plotados em
conjunto para destacar a nucleaccedilatildeo da fase de Bi3Ni
Na Figura 27 apresenta-se o resultado do refinamento pelo meacutetodo de Rietveld para as
4 horas de moagem Eacute possiacutevel verificar um bom acordo entre o padratildeo de DRX da amostra e
o padratildeo refinado por MR Os fatores de qualidade podem ser verificados na tabela 4 Neste
refinamento obtivemos uma fraccedilatildeo de fase equivalente a 67 de Bi e 33 de Bi3Ni
46
Figura 26 Difratograma da amostra moiacuteda durante 4 horas (curva com ruiacutedo) e o padratildeo idealizado
do Bi3Ni calculado a partir do arquivo CIF (cartatildeo ICSD no 391336)
Figura 27 Padratildeo observado no DRX (4horas) calculado e residual obtidos no refinamento pelo MR
10 20 30 40 50 60 70 80
23 24 25 26 27 28 29 30 31 32 33
Inte
nsid
ade (
ua
)
2(graus)
4 horas
CIF Bi3Ni
10 20 30 40 50 60 70 80
Experimental
Calculado
Residual
Inte
nsid
ade (
u a)
2 (graus)
4 horas
25 30 35 40 45
47
Em todas as etapas do processo de moagem foram obtidos refinamentos com iacutendices de
qualidade muito semelhantes Natildeo houve alteraccedilatildeo nos acircngulos da ceacutelula unitaacuteria do composto
de Bi3Ni que permanecerem com α= β= λ = 90o Os valores obtidos para os iacutendices de avaliaccedilatildeo
da qualidade e os paracircmetros de rede encontram-se na tabela 4
Tabela 4 Valores de Rwp e 1205362 obtidos nos refinamentos realizados durante o processo de moagem
mecacircnica para o Bi3Ni
Com os resultados obtidos nos refinamentos determinou-se as contribuiccedilotildees em
porcentagem de cada fase em funccedilatildeo do tempo de moagem Verifica-se que apoacutes a primeira
hora de moagem natildeo se identifica no difratograma a presenccedila de Ni entretanto a fase de Bi3Ni
continua nucleando indicando que ainda existe niacutequel disponiacutevel para a formaccedilatildeo desta fase
Pode-se conceber algumas hipoacuteteses para este fato A primeira refere-se agrave sensibilidade do
equipamento de DRX que natildeo identifica precisamente elementos com fraccedilatildeo de fase menor
que 10 Outa hipoacutetese provaacutevel pode ser atribuiacutea a uma adesatildeo do niacutequel nas paredes do jarro
de moagem ou nas esferas de accedilo tendo em vista sua ductilidade
Na Figura 28 foi plotado a fraccedilatildeo de cada uma das fases presentes no processo de
moagem em funccedilatildeo do tempo Fica evidente que apoacutes a primeira hora a fraccedilatildeo de fase do niacutequel
eacute zero mas continua ocorrendo a nucleaccedilatildeo do Bi3Ni que estabiliza em 13 horas
TEMPO DE MOAGEM RWP 1205362 PARAcircMETROS DE REDE DO BI3NI
a (Å) b (Å) c (Å) Volume (Å3)
4 HORAS 77 139 8890(9) 4102(1) 11502(1) 41949(6)
7 HORAS 70 137 8891(3) 4106(1) 11500(1) 41986(9)
10 HORAS 71 131 8888(1) 4104(8) 11495(1) 41939(5)
13 HORAS 65 124 8893(5) 4104(3) 11507(1) 42003(2)
16 HORAS 64 124 8888(7) 4102(9) 11499(9) 41940(1)
19 HORAS 63 123 8894(1) 4105(1) 11506(5) 42012(3)
48
Figura 28 Fraccedilatildeo das fases de Ni Bi e Bi3Ni em funccedilatildeo do tempo de moagem
Utilizando-se a equaccedilatildeo 7 com os dados obtidos no refinamento pelo MR calculou-se
o tamanho meacutedio dos cristalitos de Bi3Ni em funccedilatildeo do tempo de moagem Na Figura 29
apresenta-se em forma de um graacutefico os valores obtidos Observamos que entre a quarta e a
seacutetima hora haacute um aumento aproximado de 14 no tamanho meacutedio do cristalito pode-se
atribuir esse aumento a uma possiacutevel deformaccedilatildeo plaacutestica da amostra acarretando num
acreacutescimo da aacuterea de superfiacutecie o que aumentaria progressivamente a probabilidade de
soldagem a frio dessas partiacuteculas gerando assim um aumento do tamanho meacutedio do cristalito
Entre a seacutetima e a deacutecima hora de moagem ocorre uma reduccedilatildeo de 26 no tamanho do
cristalito maior valor percentual obtido entre intervalos de moagem Entre a deacutecima sexta e a
deacutecima nona hora haacute uma estabilizaccedilatildeo no processo de reduccedilatildeo do tamanho de cristalito
Obtivemos no final do processo uma reduccedilatildeo total de aproximadamente 59 o que representa
um tamanho meacutedio de cristalito na ordem de 2653 nm
Plota-se na Figura 29 um graacutefico com tamanho meacutedio de cristalito do composto Bi3Ni
em funccedilatildeo do tempo de moagem
0 5 10 15 20
0
20
40
60
80
100
Fra
ccedilao d
e fases (
)
Tempo de moagem ( horas)
Bi
Bi3Ni
Ni
49
Figura 29 Tamanho meacutedio de cristalito de Bi3Ni em funccedilatildeo do tempo de moagem
Natildeo houve formaccedilatildeo de novas fases ou aparentemente quaisquer outras alteraccedilotildees
significativas apoacutes a deacutecima terceira hora de moagem Os uacutenicos efeitos com a continuaccedilatildeo da
moagem foram a melhora da cristalizaccedilatildeo da fase de interesse e o aumento de intensidade do
perfil referente a fase amorfa Poreacutem o processo de moagem totalizou 19 horas a finalidade
deste intervalo apoacutes a estabilizaccedilatildeo de formaccedilatildeo da fase pretendida foi verificar a possibilidade
de oxidaccedilatildeo da amostra que ficou exposta ao ambiente durante a execuccedilatildeo do DRX
Observa-se nos difratogramas da Figura 24 a formaccedilatildeo de uma acentuada elevaccedilatildeo na
linha de base entre a faixa de 2θ que vai de aproximadamente 26deg a 36deg A forma ou perfil
dessa elevaccedilatildeo eacute um forte indicio do aparecimento de uma fase amorfa Para alcanccedilar bom
acordo nos refinamentos Rietveld foram necessaacuterios 20 termos na funccedilatildeo polinomial de
Chebyshev para descrever estas linhas de base (background)
Analisando-se portanto os difratogramas referentes agraves etapas de 10 13 16 e 19 horas
eacute possiacutevel identificar o crescimento dessa fase amorfa conforme mostramos na Figura 30
4 6 8 10 12 14 16 18 20
25
30
35
40
45
50
55
Ta
ma
nh
o m
eacuted
io d
e c
rista
lito
(n
m)
Tempo de moagem (horas)
50
Estas curvas satildeo particularmente interessantes uma vez que podemos avaliar as
distacircncias R entre os primeiros vizinhos da fase desordenada aplicando a equaccedilatildeo de Ehrenfest
que pode ser expressa como [56]
2Rsen(θ) = 123λ (14)
O maacuteximo destas curvas correspondem a 2θ ~29o o que nos leva a distacircncias aproximada
de 38 Aring Esta distacircncia natildeo fere nenhum viacutenculo de distancias entre os atamos para
Ni-Ni~248 Aring Ni-Bi~ 278 Aring Bi-Bi~308 Aring Bi-O~214 Aring
Figura 30 Comparaccedilatildeo das funccedilotildees de background para a amostra moiacuteda por 10 13 16 e 19 horas
Com objetivo de avaliar com mais detalhes a estrutura nanocristalina e amorfa
realizamos medidas de difraccedilatildeo com configuraccedilotildees que produzissem uma maior qualidade nos
dados obtidos utilizamos uma cacircmara com baixo vaacutecuo e aumentamos o tempo de aquisiccedilatildeo
dos dados
A Figura 31 mostra o padratildeo obtido para a amostra final moiacuteda por 19 horas
Destacamos a evidente fase amorfa que se forma
10 20 30 40 50 60 70 80
19 horas
16 horas
13 horas
10 horas
Inte
nsid
ade (
u a)
2 (graus)
51
Figura 31 Formaccedilatildeo da fase amorfa na amostra de Bi3Ni apoacutes 19 horas de moagem
Comparando o padratildeo de DRX obtido para amostra moiacuteda por 19 horas com o
difratograma padratildeo de Bi3Ni (cartatildeo nuacutemero 391336 do ICSD) pode-se constatar a
equivalecircncia dos picos conforme apresentada Figura 32
Com os difratogramas de maior resoluccedilatildeo verificamos a presenccedila embora em uma
pequena fraccedilatildeo de Bi (ICSD no 64703) Assim como uma ligeira sugestatildeo da existecircncia de
Bi2O3 (ICSD no 41764) vislumbra-se essa fase em virtude da possiacutevel oxidaccedilatildeo da amostra
devido as sucessivas aberturas do jarro de moagem para realizaccedilatildeo do DRX entretanto
diferentemente do que se percebe para o bismuto natildeo haacute nenhum pico referente ao oxido de
bismuto
Na posiccedilatildeo de 2θ~27o existe um pico caracteriacutestico do Bi2O3 entretanto mesmo com a
melhor resoluccedilatildeo do DRX natildeo eacute possiacutevel distinguir claramente a fase do oxido de bismuto
assim durante o processo de refinamento pelo MR natildeo foi adicionada a fase relativa ao oxido
O refinamento pelo meacutetodo de Rietveld referente a amostra moiacuteda por 19h encontra-se
na Figura 33 percebe-se a boa concordacircncia obtida para a fase de interesse Bi3Ni e a fase
20 30 40 50 60 70 80
Bi
Inte
nsid
ade (
u a)
2 (graus)
Bi
20 25 30 35 40 45
52
amorfa O asterisco indicando o pico principal do Bi salienta que essa fase por contribuir
modestamente em um difratograma tatildeo complexo natildeo eacute bem ajustada
Figura 32 Difratograma da amostra moiacuteda 19h em conjunto com os CIFs de o Bi3Ni Bi e Bi2O3
Figura 33 Difratograma da amostra moiacuteda 19h e refinada por meacutetodo de Rietveld partindo dos CIFs
do Bi3Ni Bi
20 30 40 50 60 70 80
19 horas
Bi3Ni
Bi
Bi2O
3
In
tensid
ade (
u a)
2 (graus)
25 30 35 40
20 30 40 50 60 70 80
Experimental (19h)
Calculado
Residual
Inte
nsid
ade (
u a)
2 (graus)
20 25 30 35 40 45 50
53
Os trabalhos cientiacuteficos que versam sobre a produccedilatildeo e a caracterizaccedilatildeo do composto
Bi3Ni descrevem que a siacutentese pode ser realizada por vaacuterios mecanismos normalmente as
metodologias mais usadas para obtenccedilatildeo envolvem os processos em meio quiacutemico a
eletrodeposiccedilatildeo e a solidificaccedilatildeo raacutepida Em alguns casos utilizou-se longos processos teacutermicos
que envolvem a permanecircncia da amostra num forno de resistecircncia a 1100 degC durante 3 dias
[13] ou processos de sinterizaccedilatildeo com recozimento a vaacutecuo a temperatura de 1000 degC por 24
horas [15] Relata-se tambeacutem que conforme ocorreu neste trabalho algumas amostras
apresentam pequenos traccedilos de Bi em sua composiccedilatildeo final [13]
Dessa forma o primeiro desafio desse trabalho foi produzir uma fase uacutenica de Bi3Ni por
meio da moagem mecacircnica entretanto verificou-se no resultado obtido no DRX e no
refinamento pelo MR que a fase de Bi3Ni embora apresente uma fraccedilatildeo de 999 ainda possui
leves traccedilos do pico mais intenso de bismuto (indicado por um asterisco na Figura 33) Uma
proposta futura seria portanto acrescentar uma pequena quantidade de Ni para interagir com
esse Bi remanescente
42 Medidas de DRX in situ
Com o objetivo de estudar a estabilidade teacutermica e acompanhar a evoluccedilatildeo estrutural da
amostra em funccedilatildeo da temperatura foram realizadas medidas de DRX in situ conforme
descrito nos procedimentos experimentais A Figura 34 apresenta os quatro difratogramas
obtidos
A temperatura de 25 oC observa-se uma fase uacutenica do composto Bi3Ni (com jaacute
mencionado anteriormente a amostra possui uma leve indicaccedilatildeo da presenccedila de bismuto) que
possui estrutura ortorrocircmbica e grupo espacial Pnma eacute a mesma apresentada na Figura 32
A medida que aumentamos a temperatura conforme descrito na seccedilatildeo 3 Figura 21
inicia-se uma transformaccedilatildeo do composto inicial para o crescimento da fase tetragonal de Bi2O3
(ICSD no 41764) e da fase precursora de Bi Essa alteraccedilatildeo na composiccedilatildeo da amostra ocorre
em virtude da degradaccedilatildeo da fase Bi3Ni que conforme eleva-se a temperatura tem sua fraccedilatildeo
diminuiacuteda conforme verifica-se na Figura 36 Embora as medidas in situ terem sido feitas em
baixo vaacutecuo natildeo foi impedido o crescimento do Bi2O3
54
Na Figura 34 encontram-se plotados os DRX referentes as medidas realizadas em 25o
250o 300o e 350 oC as curvas foram deslocadas verticalmente para melhor comparaccedilatildeo
Figura 34 Padratildeo observado nos DRX da amostra submetida a aquecimento
A temperatura de 250 oC temos a ocorrecircncia de trecircs fases Bi3Ni Bi2O3 e Bi
O refinamento estrutural pelo meacutetodo de Rietveld estaacute mostrado na Figura 35 Mesmo tratando-
se de uma amostra com um elevado nuacutemeros de pico aleacutem da presenccedila de uma fase amorfa o
acordo entre o experimental e o calculado eacute notaacutevel Os valores dos iacutendices de avaliaccedilatildeo da
qualidade do refinamento referentes as quatro medidas realizadas encontram-se na tabela 5
20 30 40 50 60 70 80
350 0C
300 0C
250 0C
Inte
nsid
ade (
ua
)
2 (graus)
25 0C
55
Figura 35 Padratildeo obtidos no refinamento pelo MR para amostra aquecida a 250 0C
Tabela 5 Valores de Chi2 e de Rwp obtidos nos refinamentos realizados durante o processo de
aquecimento
A temperatura de 300 oC comeccedila a formaccedilatildeo da uma nova fase cubica de grupo espacial
I23 o Bi12NiO19 em detrimento da diminuiccedilatildeo da fase de Bi3Ni Aleacutem do aumento da fraccedilatildeo
da fase de Bi2O3
Temperatura de realizaccedilatildeo da medida Rwp 1205362
25 0C 69 23
250 0C 83 18
300 0C 98 26
350 0C 99 25
10 20 30 40 50 60 70 80
Inte
nsid
ade (
ua
)
2 (graus)
Experimental
Calculado
Residual
250 0C
25 30 35 40
56
O uacuteltimo DRX foi realizado a 350 oC a principal alteraccedilatildeo dessa medida refere-se ao
fato da inexistecircncia de picos referentes agrave fase Bi3Ni A fase majoritaacuteria torna-se agora a fase
referente ao Bi e a fase Bi12NiO19 (indexado na base de dados PDF2 mas natildeo na base de dados
ICSD) permanece estaacutevel isto eacute sem alteraccedilotildees significativas em sua fraccedilatildeo O fato de estarem
presentes picos referentes ao Bi mesmo apoacutes termos ultrapassado a temperatura de fusatildeo pode
ser explicado levando-se em consideraccedilatildeo a baixa condutividade teacutermica do bismuto aliado ao
excesso de defeitos produzidos na moagem assim natildeo obteve-se a fusatildeo do elemento
Utilizamos os dados obtidos nos refinamentos para plotar o graacutefico exposto na Figura
36 onde eacute possiacutevel observar a fraccedilatildeo de cada fase em funccedilatildeo da temperatura de execuccedilatildeo do
DRX Percebe-se a raacutepida decomposiccedilatildeo da fase de Bi3Ni que entre 250 oC e 350 oC apresenta
uma reduccedilatildeo percentual de aproximadamente 88 concomitantemente ao crescimento
percentual da fase de Bi
Figura 36 Fraccedilotildees de fase em funccedilatildeo da temperatura de realizaccedilatildeo do DRX in situ
O DRX realizado na amostra a 350 oC eacute mostrado na Figura 37 em conjunto aos CIFs
das fases constituintes Para a fase Bi12NiO19 natildeo foi encontrado o CIF no banco de dados do
Inorganic Crystal Structure Database (ICSD) Para refinar utilizando o meacutetodo de Rietveld
partimos do protoacutetipo estrutural de Bi26-x Mx O40-y (M = Mg Al Co Ni) O CIF desta fase
25 75 125 175 225 275 325 375
0
20
40
60
80
100
Fra
ccedilao d
e F
ases (
)
Temperatura (0C)
Bi3Ni
Bi2O
3
Bi
Bi12
NiO19
57
resultante estaacute mostrado em vermelho na Figura 37 e uma representaccedilatildeo da ceacutelula unitaacuteria na
Figura 38 os aacutetomos de oxigecircnio estatildeo representados na cor vermelha e o niacutequel em verde
Figura 37 Padratildeo observado no DRX da amostra em 350 oC em comparaccedilatildeo com o CIF das fases
constituintes
Figura 38 Projeccedilatildeo do eixo a e em perspectiva do Bi12NiO19
10 20 30 40 50 60 70 80
Inte
nsid
ade (
ua
)
2(graus)
350 graus
Bi2O
3
Bi
Bi12
NiO19
20 25 30 35 40 45 50 55
58
O refinamento estrutural utilizando estas fases estaacute mostrado na Figura 39 e os valores
referentes aos paracircmetros de rede obtidos para o refinamento da fase Bi12NiO19 constam na
tabela 6
Figura 39 Padratildeo obtidos no refinamento pelo MR para amostra aquecida a 350 0C
Tabela 6 Paracircmetros da ceacutelula unitaacuteria da estrutura Bi12NiO19
A Figura 40 conteacutem as fotografias retiradas do forno do difratocircmetro antes e apoacutes a
realizaccedilatildeo da medida Eacute possiacutevel verificar que a amostra devido a dilataccedilatildeo volumeacutetrica e a
fusatildeo do bismuto transborda o porta amostra
Paracircmetros de Rede a = b=c=10258(8) Aring
Acircngulos α = β = γ = 900
Volume da ceacutelula 107966(2) Aring3
Grupo de simetria Cuacutebico
Grupo espacial I23
10 20 30 40 50 60 70 80
Inte
nsid
ade (
ua
)
2 (graus)
Calculado
Experimental
Residual
350 0C
20 25 30 35 40 45
59
Figura 40 Fotografia do forno do DRX antes a apoacutes a realizaccedilatildeo das medidas
43 Calorimetria Diferencial de Varredura (DSC)
Com a finalidade de estudar e melhor entender a evoluccedilatildeo estrutural da amostra
observada nas medidas in situ realizou-se medidas DSC conforme descrito nos procedimentos
experimentais a temperatura final foi de 550 oC
Na Figura 41 mostramos as medidas DSC feitas em diferentes taxas de aquecimento
realizadas na amostra moiacuteda por 19 horas Em todas as 4 medidas vemos comportamentos
exoteacutermicos e endoteacutermicos Os picos endoteacutermicos ocorreram a uma temperatura aproximada
de 270 0C temperatura essa equivalente ao ponto de fusatildeo do bismuto e foram atribuiacutedos a
fusatildeo do Bi ocorrida em duas etapas
Comparando-se os resultados obtidos nas medidas in situ onde observamos a nucleaccedilatildeo
de uma nova fase a partir da temperatura de 250 oC com os resultados obtidos no DSC podemos
concluir que o pico exoteacutermico presente no termograma corresponde agrave nucleaccedilatildeo da fase de
Bi2O3
Com a finalidade de calcular a energia de ativaccedilatildeo (Ea) necessaacuteria para promover essa
nucleaccedilatildeo aplicamos a metodologia proposta por Kissinger [2] Conforme indicado na Figura
41 as 4 medidas foram feitas com taxas de aquecimento de 25 5 10 e 20 oCmin
60
A Figura 42 mostra em detalhes a Figura 41 onde vemos os valores das temperaturas
de pico de cristalizaccedilatildeo (Tc) e as referidas taxas de aquecimento (120591) Como era esperado a
medida que a taxa de aquecimento aumenta a temperatura de pico tambem aumenta
Figura 41 Termograma DSC plotados em conjunto para os diferentes fluxos de calor
Figura 42 Espectros DSC com as temperaturas de pico e suas respectivas taxas de aquecimento
100 150 200 250 300 350 400 450 500 550
250Cmin
50Cmin
100Cmin
fluxo d
e c
alo
r (u
a)
Temperatura (0C)
200Cmin
exo
230 235 240 245 250 255 260 265 270 275 280 285
250Cmin
50Cmin
100Cmin
fluxo d
e c
alo
r (u
a )
Temperatura (0C)
242 0C
252 0C
266 0C
278 0C
200Cmin
exo
61
Com os dados fornecidos na Figura 42 pode-se calcular a energia de ativaccedilatildeo referente
a nucleaccedilatildeo da fase de Bi2O3 Plotando-se um graacutefico linear de ln(120591
1198791198882) versus
1
119879119888 onde o
coeficiente angular eacute (minus119864119886
119877) obteacutem-se a energia de ativaccedilatildeo A Figura 43 apresenta a
linearizaccedilatildeo da equaccedilatildeo 16 de onde se obteacutem a energia de ativaccedilatildeo do processo de nucleaccedilatildeo
do Bi2O3
Figura 43 Graacutefico linear do ln(120591
1198791198882) versus
1
119879119888
Logo considerando as relaccedilotildees anteriormente definidas eacute possiacutevel calcular a energia de
ativaccedilatildeo uma vez que m = (minus119864119886
119877) e R = 831 jmol K Desse modo a energia de ativaccedilatildeo
necessaacuteria para promover a nucleaccedilatildeo da fase Bi2O3 eacute de 12465 kJmol
A metodologia proposta permitiria tambeacutem calcular a energia de ativaccedilatildeo necessaacuteria
para cristalizar a fase amorfa as medidas de DSC foram planejadas ateacute a temperatura de
550 oC devido a limitaccedilotildees do equipamento poreacutem como fica evidente na Figura 41 natildeo se
observa nenhum pico exoteacutermico apoacutes os 350 oC que se possa estar associado a cristalizaccedilatildeo da
fase amorfa O pico exoteacutermico existente como jaacute mencionado ocorreu a uma temperatura que
variou de 242 0C agrave 278 0C e refere-se agrave nucleaccedilatildeo de fase
182 184 186 188 190 192 194
-115
-110
-105
-100
-95
ln (
T2 c)
1Tc (10
-3 k
-1)
62
44 Tratamento teacutermico
Apoacutes a realizaccedilatildeo das medidas de DRX in situ e das medidas de DSC a fase amorfa
ainda se encontrava presente assim foi realizado um tratamento teacutermico com a finalidade de
promover a cristalizaccedilatildeo da fase amorfa presente
O tratamento teacutermico foi realizado a uma taxa constante de 10 0Cmim ateacute a temperatura
de 800 0C com a atmosfera protegida por gaacutes argocircnio Na Figura 44 apresenta-se o difratograma
da amostra realizado apoacutes o do tratamento teacutermico vemos no detalhe que a acentuada elevaccedilatildeo
na linha de base entre a faixa de 2θ que vai de aproximadamente 26deg agrave 36deg e que corresponde
a fase amorfa desapareceu completamente
Figura 44 Difratograma da amostra apoacutes tratamento teacutermico
Para a amostra tratada termicamente foram identificadas trecircs fases similar ao observado
nas medias in situ a 350 oC foram identificadas a fase cuacutebica Bi12NiO19 a fase tetragonal de
Bi2O3 (ICSD no 41764) e a fase romboeacutedrica de Bismuto (ICSD no 64703) Na Figura 45
apresentamos o padratildeo observado plotado juntamente com o CIF das 3 fases identificadas
10 20 30 40 50 60 70 80
Inte
nsid
ad
e (
ua
)
2 (graus)
Pos Tratamento Teacutermico
20 25 30 35 40 45 50 55 60
63
Figura 45 Difratograma da amostra apoacutes tratamento teacutermico em conjunto com os CIFs de Bi Bi2O3 e
Bi12NiO19
Pode-se verificar no padratildeo do difratograma da Figura 45 que pelo formato da linha de
base obtida ocorreu a cristalizaccedilatildeo da fase amorfa e as fases identificadas correspondem aos
picos presentes no DRX da amostra
O refinamento realizado pelo MR confirmou a identificaccedilatildeo das fases contidas na
amostra no sentido da exata correspondecircncia entre os picos obtidos nos padrotildees calculados e
observados As fraccedilotildees das fases da amostra que sofreu tratamento teacutermico em comparaccedilatildeo com
as fraccedilotildees obtidas no DRX in situ estatildeo apresentados na tabela 7
Tabela 7 Fraccedilotildees das fases apoacutes tratamento teacutermico e DRX in situ a 350 oC
Fraccedilatildeo das fases Tratamento Teacutermico DRX in situ a 350 oC
Bi12NiO19 90 137
Bi2O3 89 20
Bi 11 663
10 20 30 40 50 60 70 80
Inte
nsid
ade (
ua
)
2 (graus)
Observado
Bi
Bi2O
3
Bi12
NiO19
25 30 35 40 45 50 55
64
O aumento da temperatura propicia a nucleaccedilatildeo das fases de Bi2O3 e Bi12NiO19 em
detrimento da diminuiccedilatildeo da fase Bi3Ni
O refinamento pelo meacutetodo de Rietveld para amostra que sofreu tratamento teacutermico
apresentou uma boa concordacircncia para os perfis calculado e experimental Nesse refinamento
foi utilizado o CIF modificado de Bi12NiO19 Na Figura 46 temos o padratildeo experimental e o
calculado obtidos no refinamento pelo MR
Figura 46 Padratildeo observado e experimental refinado pelo MR para amostra tratada termicamente
Compara-se na Figura 47 os difratogramas obtidos para amostra tratada termicamente e
para o DRX in situ a temperatura de 350 oC eacute possiacutevel identificar a correspondecircncia entre os
picos entretanto eacute notaacutevel a diferenccedila na linha de base do difratograma referente ao DRX in
situ contra o DRX da amostra submetida a tratamento teacutermico Pode-se concluir que para
ocorrer a cristalizaccedilatildeo da fase amorfa eacute necessaacuterio que a temperatura do tratamento teacutermico seja
superior a 550 0C
10 20 30 40 50 60 70 80
Inte
nsid
ade (
ua
)
2 (graus)
Calculado
Experimental
Residual
Pos Tratamento Teacutermico
65
Outro fenocircmeno perceptiacutevel eacute o deslocamento em 2θ da posiccedilatildeo dos picos O
difratograma da amostra que foi ao forno do DRX tem a posiccedilatildeo dos seus picos deslocados para
direita em comparaccedilatildeo ao observado no CIF do Bi12NiO19 e no DRX da amostra que passou
por tratamento teacutermico Podemos associar esse deslocamento a contraccedilatildeo do volume da ceacutelula
unitaacuteria Considerando o valor padratildeo do volume do composto Bi12NiO19 constante na tabela
5 ocorreu uma reduccedilatildeo de volume de aproximadamente 155 para amostra tratada
termicamente e uma variaccedilatildeo positiva de 005 para amostra do DRX in situ Na Figura 47
plotamos juntos os difratogramas da amostra tratada termicamente da amostra que realizou a
medida in situ a 350 0C e o CIF do Bi12NiO19
Figura 47 Difratogramas das amostras apoacutes tratamento teacutermico e DRX in situ em conjunto com o
CIF do Bi12NiO19
O tratamento teacutermico realizado produziu o resultado esperado cristalizando a fase
amorfa As fases presentes na amostra apoacutes a realizaccedilatildeo do tratamento estatildeo em conformidade
agraves encontradas nas medidas de DRX in situ
20 30 40 50 60 70 80
Bi
Inte
nsid
ade (
u a)
2 (graus)
Bi
20 25 30 35 40 45
66
5 CONCLUSAtildeO
A sintetizaccedilatildeo do composto nanoestruturado de Bi3Ni foi realizado de modo eficiente
apoacutes 13 horas de moagem mecacircnica
As medidas de difraccedilatildeo de Raio X possibilitaram acompanhar a evoluccedilatildeo estrutural e a
nucleaccedilatildeo da fase de Bi3Ni O refinamento realizado pelo Meacutetodo de Rietveld proporcionou a
quantificaccedilatildeo dos paracircmetros cristalograacuteficos tais como paracircmetros de rede volume da ceacutelula
unitaacuteria fraccedilatildeo das fases presentes e tamanho de cristalito Os fatores de qualidade e
convergecircncia alcanccedilaram valores satisfatoacuterios correspondendo a exata simulaccedilatildeo do padratildeo
observado
A anaacutelise teacutermica realizada por meio das medidas de DRX in situ permitiu o estudo da
estabilidade teacutermica e o acompanhamento da evoluccedilatildeo estrutural da amostra em funccedilatildeo da
temperatura Foi possiacutevel identificar duas novas fases presentes o Bi2O3 e Bi12NiO19 nucleadas
agraves custas da fase de Bi3Ni Na temperatura de 350 oC a amostra eacute composta das fases Bi12NiO19
Bi2O3 e Bi
As medidas de DSC realizadas ateacute a temperatura de 550 oC e com quatro diferentes
taxas de aquecimento foram utilizadas para se calcular com o uso da equaccedilatildeo de Kissinger a
energia de ativaccedilatildeo (Ea) necessaacuteria para promover a nucleaccedilatildeo do composto Bi12NiO19 que eacute de
12465 kJmol
O tratamento teacutermico no forno ateacute 800 oC promoveu o relaxamento dos defeitos e
tensotildees causadas durante a moagem mecacircnica e a cristalizaccedilatildeo da fase amorfa natildeo sendo mais
possiacutevel identificar no DRX realizado o perfil referente a essa fase Identificou-se novamente a
fase Bi12NiO19 aleacutem da ocorrecircncia das fases de Bi2O3 e Bi jaacute identificadas nas medidas de
DRX in situ confirmando a consistecircncia dos resultados obtidos por dois ensaios diferentes
Pocircde-se verificar o mesmo fenocircmeno em todos os ensaios que envolveram o
aquecimento da amostra Ao aquecer-se o Bi3Ni ocorre um processo de oxidaccedilatildeo que resulta
na formaccedilatildeo da fase de Bi2O3 e a fase de Bi12NiO19 todas associadas ao consumo de Bi da fase
Bi3Ni
Para realizaccedilatildeo de estudos futuros com o intuito de se obter a fase uacutenica de Bi3Ni
pode-se alterar ligeiramente as massas dos produtos com a adiccedilatildeo de um pouco de niacutequel
67
Pode-se melhorar o controle das condiccedilotildees de realizaccedilatildeo dos tratamentos teacutermicos com o
intuito de se evitar a oxidaccedilatildeo A realizaccedilatildeo de medidas de DSC ateacute a temperatura de 800 0C
poderaacute revelar picos exoteacutermicos e propiciar condiccedilotildees para se calcular a energia necessaacuteria
para promover a cristalizaccedilatildeo da fase amorfa
68
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23
∆120593 = 2120587 δλfrasl (2)
onde λ eacute o comprimento de onda do feixe de raios X incidente Para um cristal perfeito e infinito
haveraacute interferecircncia construtiva somente quando δ = nλ onde n eacute um nuacutemero inteiro
Dessa forma a condiccedilatildeo para ocorrecircncia de interferecircncia construtiva pode ser expressa como
2119889ℎ119896119897119904119890119899120579 = 119899 λ (3)
Essa relaccedilatildeo eacute conhecia como a Lei de Bragg
Desse modo se o cristal for rotacionado cada conjunto de planos iraacute difratar a radiaccedilatildeo
quando o valor de 2dsenθ satisfizer a equaccedilatildeo Assim os dados de difraccedilatildeo satildeo coletados para
o cristal como um todo O arranjo de feixes difratados considerados em conjunto eacute
denominado padratildeo de difraccedilatildeo de cristal Se o material analisado estiver na forma de um poacute
de pequenos cristalitos aleatoriamente arranjados cada cristalito iraacute produzir seu proacuteprio padratildeo
de difraccedilatildeo [34]
Um ponto importante a ser considerado eacute que a intensidade determinada
experimentalmente definida como a intensidade total de cada difraccedilatildeo e que corresponde as
aacutereas delimitadas pelas respectivas curvas eacute maior que a prevista pela Lei de Bragg Tal
diferenccedila entre o padratildeo real e o previsto por Bragg reside no fato de o cristal natildeo ser perfeito
e nem infinito aleacutem dos feixes de raios X natildeo serem totalmente monocromaacuteticos e a radiaccedilatildeo
incidente natildeo corresponder a feixes perfeitamente paralelos Por tudo isso ao se observar um
padratildeo de raios X verifica-se que os picos possuem a forma de uma funccedilatildeo Gaussiana e natildeo a
de uma funccedilatildeo delta como previsto pela lei de Bragg Assim para valores ligeiramente
diferentes dos acircngulos de Bragg ocorreraacute tambeacutem difraccedilatildeo [35]
Se o material analisado for um liacutequido ou um soacutelido natildeo cristalino (amorfo) o padratildeo
obtido se caracteriza por uma quase completa ausecircncia de periodicidade uma certa ordem
apenas a pequenas distacircncias (de curto alcance) e uma preferecircncia estatiacutestica para uma distacircncia
interatocircmica particular Como consequecircncia os padrotildees tendem a possuir apenas um ou dois
picos alargados
Na Figura 10 ilustra-se as diferenccedilas tiacutepicas observadas nos padrotildees de difraccedilatildeo para
amostras de um cristal perfeito (A) um cristal real (B) e um liquido ou material amorfo (C)
24
Figura 10 Padratildeo de difraccedilatildeo para Cristal perfeito cristal real e liquido ou amorfo respectivamente
O estudo da direccedilatildeo e da intensidade do feixe difratado eacute importante pois permite obter
conclusotildees sobre o fator de estrutura de materiais cristalinos e de materiais amorfos As
intensidades relativas da difraccedilatildeo de estruturas cristalinas dependem do conteuacutedo da ceacutelula
unitaacuteria quanto ao nuacutemeros de eleacutetrons nos aacutetomos posiccedilotildees atocircmicas e da distribuiccedilatildeo
eletrocircnica nos aacutetomos Tem-se entatildeo o fator de estrutura que estaacute diretamente relacionado com
a intensidade das ondas espalhadas no fenocircmeno de difraccedilatildeo em materiais
241 Difratocircmetro
O difratocircmetro eacute constituiacutedo basicamente por um tubo de raios X um porta amostra
onde se incide a radiaccedilatildeo e um detector moacutevel Nos equipamentos modernos a geometria de
Bragg-Brentano se manteacutem com a diferenccedila de que a amostra permanece na posiccedilatildeo horizontal
podendo se movimentar apenas quando se utiliza um sistema de rotaccedilatildeo horizontal sobre o eixo
da amostra Nessa geometria um feixe de radiaccedilatildeo monocromaacutetica incide na amostra em forma
de poacute rotacionada de um acircngulo θ enquanto os dados satildeo coletados por um detector que se
move de 2θ [3637]
Uma representaccedilatildeo esquemaacutetica do funcionamento de um difratocircmetro pode ser vista
na Figura 11 Neste esquema verifica-se que o feixe de Raios X gerado pela fonte (A) sai do
tubo passando pela janela de beriacutelio em forma de uma linha O mesmo passa pela fenda soller
de placas paralelas passando em seguida pela fenda divergente e pela maacutescara que controlam
25
a aacuterea dos Raios X que incidem sobre a amostra (B) O feixe difratado passa pelas fendas anti-
espalhamento de recebimento e soller incidindo no detector (C) apoacutes passar por um
monocromador [353637]
Figura 11 Representaccedilatildeo esquemaacutetica de um Difratocircmetro [35]
As fendas soller tecircm como funccedilatildeo diminuir a divergecircncia axial de um feixe de raios X
A fenda divergente eacute utilizada para limitar a divergecircncia lateral do feixe de raios X de modo
que a superfiacutecie da amostra receba o maacuteximo possiacutevel da radiaccedilatildeo e ao mesmo tempo a
irradiaccedilatildeo do porta amostra seja evitada A maacutescara tem a funccedilatildeo de limitar a aacuterea linear
iluminada sobre a amostra [3839]
O feixe difratado eacute normalmente expresso atraveacutes de picos que se destacam do
background (ou linha de base) registrados num difratograma de intensidade versus o acircngulo
2θ As intensidades obtidas em acircngulos 2θ representadas atraveacutes dos picos nos difratogramas
correspondem agrave difraccedilatildeo do feixe incidente por um determinado conjunto de planos do cristal
que possuem mesma distacircncia interplanar cada qual com iacutendices de Miller hkl (reflexotildees hkl)
A intensidade a posiccedilatildeo angular (2θ) ou distacircncia interplanar (d) e o perfil satildeo as informaccedilotildees
obtidas de cada pico Cada composto cristalino apresenta um padratildeo difratomeacutetrico
caracteriacutestico permitindo sua identificaccedilatildeo atraveacutes das posiccedilotildees angulares e intensidades
relativas dos picos difratados [3639]
Na tabela 2 apresentam-se alguns fatores instrumentais e seus efeitos sobre as posiccedilotildees
forma e larguras dos picos de difraccedilatildeo [414243]
26
Tabela 2 Relaccedilatildeo entre os fatores instrumentais e os efeitos sobre os picos de DRX
25 Meacutetodo de Rietveld
O fiacutesico holandecircs Hugo M Rietveld desenvolveu em 1969 um meacutetodo para refinar
estruturas cristalinas a partir de modelos teoacutericos e de padrotildees de raios X (DRX) ou de necircutrons
[44 45]
O modelo matemaacutetico utilizado no Meacutetodo de Rietveld (MR) refina os perfis teoacutericos
dos picos de difraccedilatildeo de forma que estes perfis se aproximem dos perfis medidos O refinamento
possibilita determinar as propriedades cristalograacuteficas do material analisado como por
exemplo orientaccedilotildees preferenciais (textura) em alguns casos o tamanho meacutedio e a
microdeformaccedilatildeo de cristalitos e as dimensotildees da cela unitaacuteria [44]
Para executar o refinamento de estruturas o MR faz comparaccedilotildees do perfil real de uma
amostra (o observado ou experimental) com espectros teoacutericos calculados a partir de misturas
hipoteacuteticas de fases (o calculado) Compara-se pontualmente os valores obtidos atraveacutes da
diferenccedila entre as intensidades
Os valores satildeo ajustados utilizando-se o meacutetodo dos miacutenimos quadrados ateacute se
conseguir a melhor concordacircncia possiacutevel do padratildeo experimental com o calculado [46]
A diferenccedila entre as intensidades isto eacute a quantidade minimizada no refinamento eacute dada
pela seguinte expressatildeo
Sy = sum 120596119894(119910119894 minus 119910119888119894)2
119894 (4)
FATOR INSTRUMENTAL EFEITO SOBRE O PICO
Alinhamento e colimaccedilatildeo do feixe Afeta na largura e simetria dos picos
Excentricidade da amostra Influecircncia a largura e posiccedilatildeo dos picos
Planaridade da superfiacutecie da
amostra Produz assimetria dos picos em baixos acircngulos
Absorccedilatildeotransparecircncia da amostra Causa deslocamento dos picos alargamento e assimetria
principalmente em amostras com coeficientes de absorccedilatildeo
Tamanho das partiacuteculas e micro
deformaccedilatildeo da rede Causa variaccedilatildeo na largura e forma dos picos
27
Onde 120596119894 representa a intensidade observada no i-eacutesimo ponto (sendo expresso por 120596119894 =
1 119910119894frasl ) e 119910119894 representa a intensidade observada e 119910119888119894 a intensidade calculada [46]
As medidas precisas de intensidades dadas em intervalos de 2θ o incremento de 2θ
constante um modelo inicial proacuteximo a estrutura real da amostra satildeo alguns requisitos que
devem ser analisados antes de se iniciar o refinamento
Deve-se ficar claro que o MR natildeo se trata de um software os programas satildeo utilizados
para realizar os caacutelculos matemaacuteticos requeridos pelo meacutetodo Existem diversos programas
computacionais que usam o MR dentre eles o pacote de programas GSAS (General Structure
Analysis System) [47] e o EXPGUI [48]
Para se descrever o formato dos picos de DRX de materiais nanoestruturados
recomenda-se utilizar a funccedilatildeo perfil pseudo-Voigt de Thompson-Cox-Hasting modificada
(funccedilatildeo de perfil CW 4 no pacote GSAS [47]) que considera o modelo anisotroacutepico de Stephens
e efeitos de textura [4950]
Nesta funccedilatildeo de perfil a largura a meia altura (FWHM) das partes gaussiana (ΓG) e
Lorentziana (ΓL) eacute expressa da seguinte forma
Γ119866 = [(119880 + (1 minus 120578)2119889ℎ1198961198974 Γ119878
2(ℎ119896119897))1199051198861198992120579 + 119881119905119886119899120579 + 119882 +119875
1198881199001199042120579]
12
(5)
e
Γ119871 = 120578119889ℎ1198961198972 Γ119878(ℎ119896119897) 119905119886119899120579 +
119883+119883119890119888119900119904120601
119888119900119904120579 (6)
Onde dhkl eacute a distacircncia entre os planos da rede e θ eacute o acircngulo de Bragg Na parte gaussiana os
paracircmetros V e W dependem dos instrumentos Os paracircmetros P e o termo X + Xecosφ
descrevem respectivamente as contribuiccedilotildees Gaussianas e Lorentzianas para o tamanho de
cristalito Os paracircmetros P e X correspondem ao tamanho de cristalito isotroacutepico enquanto Xe
expressa efeitos de tamanho de cristalito anisotroacutepicos φ eacute o acircngulo entre o vector de reflexatildeo
e o seu respectivo eixo de ampliaccedilatildeo
O paracircmetro de tensatildeo isotroacutepica U e o paracircmetro de tensatildeo anisotroacutepica ΓS (hkl)
expressam o alargamento de pico causado por deformaccedilotildees na rede cristalina ΓS (hkl) eacute uma
28
funccedilatildeo do alargamento (hkl) e depende da simetria de cristal [4950] O paracircmetro η eacute um
coeficiente de mistura que determina as contribuiccedilotildees do alargamento gaussiano (η = 0) e
Lorentziano (η = 1)
O tamanho de cristalito aparente pode ser determinado pela formula de Scherrer
Considerando o refinamento de todos esses paracircmetros para ajustar as larguras de linha e
assumindo que a contribuiccedilatildeo da distribuiccedilatildeo de tamanho de cristalitos eacute anisotroacutepica isto eacute
fazendo P = 0 na equaccedilatildeo 5 pode-se calcular o tamanho de cristalito (lang119889rang) pela seguinte foacutermula
[52]
lang119889rang =(18000119870120582)
119871119909120587 (7)
Considerando tambeacutem que as microtensotildees satildeo isotroacutepicas e fazendo ΓS (hkl) =0 na
equaccedilatildeo 6 pode-se calcular seu percentual pela foacutermula contida no Manual do GSAS [52]
assim a microdeformaccedilatildeo (ε) pode ser expressa por
120576 =120587
18000radic(81198971198992)(119866119880 minus 119866119880119900)100 (8)
Onde GUo eacute o valor previamente obtido do material padratildeo utilizado na calibraccedilatildeo do
equipamento Os valores obtidos para a amostra padratildeo satildeo considerados como iniciais para
paracircmetros ajustaacuteveis e mantidos fixos para os demais durante o ajuste de difratogramas de
amostras em estudo [53]
Durante o refinamento pelo meacutetodo de Rietveld um conjunto de paracircmetros varaacuteveis eacute
calculado e refinado em relaccedilatildeo aos dados digitalizados do difratograma abaixo apresenta-se
um breve detalhamento desses paracircmetros [414243]
29
1- Fator de escala corresponde agrave correccedilatildeo de proporcionalidade entre o padratildeo
difratomeacutetrico calculado e o observado
2- Linha de base (background) eacute corrigida a partir de dados coletados no proacuteprio
difratograma e da interpolaccedilatildeo entre estes pontos Eacute importante conhecer o
comportamento da linha de base jaacute que esta fornece informaccedilotildees a respeito da presenccedila
de fases amorfas na amostra e pode ser incluiacuteda em uma rotina de quantificaccedilatildeo das
fases envolvidas
3- Perfil de pico conjunto de funccedilotildees analiacuteticas em que se modelam efeitos relacionados
ao perfil Algumas equaccedilotildees analiacuteticas satildeo propostas para corrigir estes efeitos como
as equaccedilotildees Gaussiana Lorentziana e de assimetria
4- Paracircmetros da ceacutelula Podem ser corrigidos pela Lei de Bragg (nλ=2dsenθ) onde o
espaccedilamento d estaacute relacionado aos iacutendices de Miller e portanto aos paracircmetros de
ceacutelula (a b c α β γ) A indexaccedilatildeo dos picos eacute feita levando-se em conta os paracircmetros
da ceacutelula e a intensidade calculada o que mostra certa vantagem em relaccedilatildeo a teacutecnicas
convencionais pois todos os paracircmetros que influenciam na discrepacircncia dos valores
de d satildeo refinados conjuntamente com os das intensidades
5- Fator de estrutura os paracircmetros variaacuteveis deste fator satildeo posiccedilotildees atocircmicas fatores
de temperatura isotroacutepicos ou anisotroacutepicos e o nuacutemero de ocupaccedilatildeo
6- Deslocamento paracircmetros de correccedilatildeo dos deslocamentos devido agrave fuga do ponto focal
da oacuteptica do difratocircmetro
7- Orientaccedilatildeo preferencial correccedilatildeo de problemas gerados na preparaccedilatildeo de amostra
Trabalhos da literatura mostram que a reduccedilatildeo computacional da orientaccedilatildeo preferencial
tem eficiecircncia limitada daiacute a preocupaccedilatildeo em controlar este efeito durante a preparaccedilatildeo
da amostra
30
251 Iacutendices de avaliaccedilatildeo da qualidade do refinamento
A qualidade do refinamento deve ser verificada atraveacutes de indicadores estatiacutesticos
numeacutericos que satildeo utilizados durante o processo iterativo (caacutelculos) e apoacutes o teacutermino deste
para aferir se o refinamento estaacute se procedendo de modo satisfatoacuterio [46]
Os refinamentos realizados no software GSAS [47] devem ser acompanhados no que
diz respeito a convergecircncia ao miacutenimo global por iacutendices de confiabilidade para julgar a
qualidade dos mesmos dentre eles o Rwp (R ponderado) e o 1205362 chamado de ldquogoodnees of fit
os quais estatildeo relacionados com o perfil do difratograma [46]
O Rwp eacute expresso por
119877119908119901 = ( radicsum 120596119894(119910119894minus 119910119888119894)2
119894
sum 120596119894(119910119894)2119894
) 119909 100 (9)
O denominador do Rwp eacute a funccedilatildeo de minimizaccedilatildeo (equaccedilatildeo 4) Esse eacute o iacutendice que deve
ser analisado para verificar se o refinamento estaacute convergindo Se o valor de Rwp estaacute
diminuindo entatildeo o refinamento estaacute sendo bem-sucedido Bons refinamentos fornecem
valores de Rwp da ordem de 2 a 10 tipicamente se encontram entre 10 e 20 [46]
O Rexp eacute o valor estatisticamente esperado sendo expresso conforme [54]
119877119890119909119901 = [(119873minus119875)
sum 119908119894(119910119894(119900119887119904))sup2]
12frasl
(10)
Por sua vez o 1205362 eacute definido como
1205942 = 119877119908119901
119877119890119909119901 (11)
Trata-se de um iacutendice frequentemente utilizado estando relacionado agrave qualidade do
ajuste entre o difratograma calculado e o observado Espera-se que seu valor seja equivalente a
10 em um refinamento perfeito sendo que na praacutetica valores em torno de 50 caracterizam
refinamentos otimizados [43] O Rexp utilizado para se determinar o valor de 1205362 eacute o valor
estatisticamente esperado para o Rwp
31
252 GSAS-EXPGUI
O diagrama de blocos da Figura 12 descreve os procedimentos a serem seguidos para se
iniciar um refinamento no software EXPGUI [48]
Figura 12 Diagrama de blocos com ordem dos procedimentos para iniacutecio do refinamento no EXPGUI
Iniciar o programa
Adicionar as fases
Inserir o Difratograma Experimental
Inserir o arquivo PRM
Escolha da funccedilatildeo de background
powpref
genles
Abertura do programa com criaccedilatildeo de um novo arquivo referente ao
refinamento que seraacute iniciado
A adiccedilatildeo das fases presentes na amostra normalmente utiliza-se arquivos
com as informaccedilotildees cristalograacuteficas com a extensatildeo cif
Insere-se o arquivo contendo o difratograma experimental (com a extensatildeo
gsas)
Inserir o PRM O arquivo PRM conteacutem informaccedilotildees instrumentais do
difratocircmetro utilizado como por exemplo o nome do difratocircmetro o
comprimento de onda da radiaccedilatildeo utilizada a polarizaccedilatildeo e os paracircmetros de
perfil relacionados ao alargamento instrumental
O passo seguinte eacute a escolha da funccedilatildeo de background e o nuacutemero de termos
que se iraacute utilizar O programa dispotildee de 8 tipos de funccedilotildees background Na
sequecircncia deve-se escolher a funccedilatildeo de perfil que iraacute modelar os picos de
difraccedilatildeo O GSAS possui cinco funccedilotildees Nesse trabalho utilizou-se a funccedilatildeo
nuacutemero 4
Preparar e carregar os dados
Prepara para rodar os ciclos de refinamento
32
Concluiacutedo os processos descritos na Figura 12 inicia-se o refinamento dos paracircmetros
vale ressaltar que a utilizaccedilatildeo da funccedilatildeo perfil pseudo-Voigt de Thompson-Cox-Hasting
modificada embora seja mais interessante para refinamentos de estruturas ela pode apresentar
alguma complicaccedilatildeo devido agrave grande quantidade de paracircmetros altamente correlacionados (GU
GV GW GP LX) que tornam a convergecircncia um desafio agrave paciecircncia
Entretanto a sua aplicaccedilatildeo pode ser significativamente simplificada se um refinamento
preacutevio de uma amostra padratildeo for realizado e os paracircmetros instrumentais obtidos forem
usados como paracircmetros iniciais para o refinamento do material desejado [46]
Na Figura 13 apresenta-se um print da interface do EXPGUI Durante os procedimentos
de refinamento
Figura 13 Interface do EXPGUI para refinamento dos paracircmetros
Para refinamento dos paracircmetros o conhecimento da correlaccedilatildeo de cada fator torna mais
faacutecil o sucesso e a qualidade final do refinamento Escolhendo-se a funccedilatildeo de perfil 4 tem-se as
seguintes correlaccedilotildees mostradas na tabela 3
33
Tabela 3 Correlaccedilotildees e definiccedilotildees para as variaacuteveis envolvidas no refinamento pelo MR no EXPGUI
PARAcircMETRO CORRELACcedilAtildeO NO MODELO REFINADO
GV e GW Definem a largura da gaussiana relacionada ao alargamento instrumental
GU Define a largura da gaussiana relacionada agrave micro deformaccedilatildeo da rede
GP Define a largura da gaussiana relacionada ao tamanho de cristalito
LX Define a largura da lorentziana relacionada ao tamanho de cristalito
PTEC Avalia a anisotropia do tamanho de cristalito relacionada ao alargamento de
Lorentz
SHKL Define a micro deformaccedilatildeo da rede relacionada ao alargamento de Lorentz Seu
nuacutemero de termos depende da simetria de Laue
TRNS Descreve a profundidade de penetraccedilatildeo dos raios X em uma amostra
SHFT Determina o deslocamento em 2θ devido agrave posiccedilatildeo da amostra no porta amostra
SFEC Avalia a anisotropia quando haacute falhas de empilhamento da rede
ETA Eacute o termo de mistura entre as contribuiccedilotildees de Gauss e de Lorentz
SL e HL Satildeo termos de assimetria relacionados agrave divergecircncia axial
25 Calorimetria Diferencial de Varredura
A calorimetria diferencial de varredura (Differential Scanning Calorimetry- DSC) eacute um
meacutetodo de medida bem estabelecido e usado numa ampla escala em diferentes aacutereas de
pesquisa Com as medidas de DSC eacute possiacutevel investigar a evoluccedilatildeo teacutermica dos materiais e
tambeacutem avaliar grandezas como pureza capacidade teacutermica calor de transiccedilatildeo transiccedilotildees
viacutetreas relaxaccedilatildeo teacutermica [2]
O sistema DSC consiste na detecccedilatildeo de um sinal eleacutetrico gerado pela diferenccedila de
temperatura entre o material de referecircncia cujo comportamento com a temperatura eacute conhecido
e o material que estaacute sendo investigado (amostra) O DSC eacute um meacutetodo calorimeacutetrico no qual
satildeo medidas diferenccedilas de energia A Figura 14 ilustra a configuraccedilatildeo de um DSC
34
Figura 14 Ilustraccedilatildeo da configuraccedilatildeo de um DSC
As curvas construiacutedas com os dados DSC permitem identificar substacircncias construir
diagramas de fase aleacutem de determinar a fraccedilatildeo de cristalinidade dos materiais A amostra natildeo
inerte pode sofrer periodicamente fenocircmenos de absorccedilatildeo ou geraccedilatildeo de calor em funccedilatildeo do
tempo temperatura e posiccedilatildeo do meio Entre os processos de absorccedilatildeo de calor (endoteacutermicos)
pode-se destacar a fusatildeo a sublimaccedilatildeo a adsorccedilatildeo e entre os processos de geraccedilatildeo de calor
(exoteacutermicos) destacam-se a cristalizaccedilatildeo e a desorccedilatildeo
De acordo com o fenocircmeno ocorrido com a amostra no interior do equipamento a curva
gerada poderaacute apresentar picos endoteacutermicos ou exoteacutermicos a associaccedilatildeo dos dados com um
diagrama de fases um DRX ou outra teacutecnica poderaacute ser necessaacuterio para se extrair informaccedilotildees
consistentes A Figura 15 ilustra as possiacuteveis configuraccedilotildees encontradas em uma curva tiacutepica
de DSC
Figura 15 Representaccedilatildeo graacutefica dos padrotildees geneacutericos de picos apresentados no DSC
35
Dentre os possiacuteveis fenocircmenos apresentados por uma amostra em um DSC pode-se
obter picos exoteacutermicos ou endoteacutermicos Pode-se calcular a energia de ativaccedilatildeo (Ea) necessaacuteria
para promover a cristalizaccedilatildeo ou a nucleaccedilatildeo de uma fase Para tanto eacute necessaacuterio conhecer
valores de temperaturas de pico de cristalizaccedilatildeo (Tc) medidas para diferentes taxas de
aquecimento constantes (τ) e aplicar esses valores na equaccedilatildeo de Kissinger mostrada abaixo
[2]
119897119899 (τ
1198791198882) = minus
119864119886
119877119879119888+ 119888 (12)
onde R = 831 Jmol K eacute a constante molar dos gases e c eacute uma constante arbitraria
36
3 PROCEDIMENTOS EXPERIMENTAIS
31 Produccedilatildeo da Amostra
Para produccedilatildeo da amostra de Bi3Ni utilizou-se a formula AxBy onde x + y =100 e as
relaccedilotildees abaixo descritas as quais permitem encontrar os valores em fraccedilatildeo da massa de cada
componente
119872119879119900119905119886119897 = (119909
119909+119910) 119872119860 + (
119910
119909+119910) 119872119861
119876119860 = (119909
119909+119910)
119872119860
119872119879119874119879119860119871 e (13)
119876119861 = (119910
119909 + 119910)
119872119861
119872119879119874119879119860119871
onde MTotal = massa total a ser pesada MA = massa do elemento A (constante na Tabela
Perioacutedica) MB = massa do elemento B (constante na Tabela Perioacutedica) QA = fraccedilatildeo da massa
do elemento A a ser pesada e QB = fraccedilatildeo da massa do elemento B a ser pesada
Considerando-se as relaccedilotildees acima a amostra composta pelos elementos quiacutemicos
Niacutequel (Ni) e Bismuto (Bi) foi produzida com a massa total de 3 gramas sendo 026 gramas
de Ni (Alfa Aesar com 9995 de pureza e com tamanho de partiacutecula de minus100 mesh) e 274
gramas de Bi (Alfa Aesar com 9995 de pureza e com tamanho de partiacutecula de minus100 mesh)
Para pesagem foi utilizada a balanccedila eletrocircnica de alta precisatildeo (001mg) SHIMADZU modelo
(AUW220D)
32 Siacutentese Mecacircnica
Apoacutes a preparaccedilatildeo da amostra iniciou-se a fase da moagem mecacircnica Para tal utilizou-
se o moinho High Energy Ball Mill Emax da Retsch pertencente ao Laboratoacuterio de Siacutentese e
Caracterizaccedilatildeo de Nanomateriais (LSCN) do IFAM O moinho Emax combina vantagens de
diversos tipos de moinho tais como impacto de alta frequecircncia (moinho oscilante) atrito
37
intenso (moinho oscilante de discos) e movimentos rotativos controlados do vaso de moagem
(moinho de bolas planetaacuterio) o que proporciona um oacutetimo desempenho [55]
Na Figura 16 satildeo mostradas as imagens do moinho na imagem agrave esquerda observa-se a posiccedilatildeo
de fixaccedilatildeo dos dois jarros de moagem
Figura 16 Moinho High Energy Ball Mill Emax
Os suportes de cada vaso satildeo afixados sobre dois discos que giram no mesmo sentido
movendo assim os vasos por uma trajetoacuteria circular sem que estes modifiquem sua orientaccedilatildeo
A accedilatildeo combinada da geometria dos vasos e da mecacircnica do movimento gera um forte atrito
entre as bolas a amostra e as paredes do vaso bem como uma elevada aceleraccedilatildeo que lanccedila as
bolas com forte impacto contra a amostra junto agraves paredes do vaso Disso resulta uma melhor
mistura das partiacuteculas e uma menor granulometria final [55]
O moinho possui um sistema de resfriamento por aacutegua permitindo que a elevada
aplicaccedilatildeo de energia possa ser aproveitada com eficiecircncia no processo de moagem sem que a
amostra se superaqueccedila
A amostra foi colocada no jarro de moagem juntamente com 3 esferas de accedilo inoxidaacutevel
com massa total de 2092 g resultando numa BPR aproximada de 71 O jarro de moagem foi
levado a glove box onde foi realizado o vaacutecuo do ambiente com a posterior injeccedilatildeo de gaacutes
Argocircnio e a selagem do vaso de moagem Esse procedimento teve como objetivo evitar uma
possiacutevel oxidaccedilatildeo da amostra durante a moagem mecacircnica
38
Na Figura 17 eacute possiacutevel visualizar o jarro de moagem em dois momentos sendo o
primeiro entes do fechamento com as esferas e a amostra e posteriormente durante o processo
de fechamento dentro da glove box
Figura 17 Preparaccedilatildeo e selagem do vaso de moagem
O primeiro processo de moagem da mistura foi realizado durante uma hora Apoacutes esse
tempo o jarro foi aberto e feito uma Difraccedilatildeo de Raios X (DRX) da amostra Seguiu-se entatildeo
para selagem do vaso de moagem e preparaccedilatildeo para novo ciclo de moagem O intervalo de
moagem passou a ser de 3 horas sendo realizado em trecircs etapas de 1 hora entre cada etapa
houve um intervalo de 5 minutos para resfriamento da amostra realizadas sem abertura do jarro
de moagem
No procedimento foi utilizada a rotaccedilatildeo de 1000 rpm a temperatura do vaso variou de
27 degC agrave 39 degC no final da moagem Apoacutes as 3 horas de moagem o vaso foi aberto e realizou-se
um DRX da amostra Esse processo se repetiu por seis vezes tendo gerado intervalos de tempo
de1h 4hs 7hs 10hs 13hs 16hs e 19hs de moagem
O fim da moagem foi estabelecido com base na anaacutelise dos difratogramas da amostra e
da constataccedilatildeo de equiliacutebrio na evoluccedilatildeo ou formaccedilatildeo de novas fases
39
33 Difraccedilatildeo de Raios X
As medidas de DRX foram realizadas no Laboratoacuterio de Materiais (LabMat) da UFAM
utilizando um Difratocircmetro de Raio-X modelo Empyrean da PANalytical com radiaccedilatildeo CuKα1
de 1 5406 Aring e se dividiram em duas etapas
A primeira etapa foi realizada com os intervalos de 1h 4hs 7hs 10hs 13hs 16hs e 19
horas e teve como finalidade acompanhar a evoluccedilatildeo estrutural da amostra e confirmar a
formaccedilatildeo da fase uacutenica de Bi3Ni
A Figura 18 apresenta o porta amostra em duas etapas distintas a primeira com a
amostra sendo preparada adequadamente e na segunda pronta para a realizaccedilatildeo do DRX
Figura 18 Preparaccedilatildeo da amostra para realizaccedilatildeo de DRX
Os difratogramas experimentais gerados foram submetidos agrave identificaccedilatildeo das fases
cristalinas atraveacutes de comparaccedilotildees com padrotildees difratomeacutetricos disponibilizados no banco de
dados do Inorganic Crystal Structure Database ndash ICSD
Na Figura 19 apresenta-se o goniocircmetro difratocircmetro de raio-X modelo Empyrean da
PANalytical
40
Figura 19 Difratocircmetro de Raio-X modelo Empyrean da PANalytical
Os padrotildees usados de DRX foram os seguintes
Faixa de acircngulo 10 ndash 100deg
Velocidade de escaneamento 1deg min
Tempo aproximado de realizaccedilatildeo do difratograma 45 min
Tubo de raio-X de cobre (Cu)
Voltagem 40 kV
Corrente 30 mA
Divergecircncia de fenda 10 (deg)
Dispersatildeo de fenda 10 (deg)
A segunda etapa das medidas de DRX foi realizada com uso do forno e medidas in situ
tendo sido realizadas com a amostra moiacuteda por 19 horas nas temperaturas de 250 2500 3000 e
350 0C essas medidas tiveram a finalidade de acompanhar o comportamento estrutural em
funccedilatildeo da temperatura e estudar a estabilidade teacutermica da amostra Detalhes do forno estatildeo
ilustrados nas Figuras 20
41
Figura 20 Preparaccedilatildeo da amostra e porta amostra no forno do DRX
A primeira mediccedilatildeo foi realizada a temperatura de 25 oC seguindo-se de um
aquecimento a taxa de 10 oCmin ateacute atingir a temperatura de 250 oC apoacutes atingir a temperatura
procedeu-se uma execuccedilatildeo de uma isoteacutermica por 10 minutos antes da mediccedilatildeo in situ de DRX
O procedimento foi repetido para as temperaturas de 300 oC e 350 oC conforme pode-se
observar na rampa de aquecimento da Figura 21
Figura 21 Rampa de aquecimento para medidas in situ de DRX
34 Refinamento pelo Meacutetodo de Rietveld
Para realizaccedilatildeo dos refinamentos pelo MR desta dissertaccedilatildeo utilizou-se o programa
GSAS (General Structure Analysis System) e o EXPGUI [4748]
42
Para se descrever o formato dos picos de DRX utilizou-se a funccedilatildeo perfil pseudo-Voigt
de Thompson-Cox-Hasting modificada funccedilatildeo de perfil CW 4 no pacote GSAS que considera
o modelo anisotroacutepico de Stephens e efeitos de textura [4950]
Para o coeficiente de mistura (η) que determina as contribuiccedilotildees do alargamento
gaussiano (η = 0) e Lorentziano (η = 1) nas equaccedilotildees 5 e 6 foi utilizado neste trabalho o valor
de η = 075
Os coeficientes de alargamento instrumental V e W constantes na equaccedilatildeo 5 foram
previamente obtidos a partir do DRX de uma amostra padratildeo bem cristalizada e mantidos fixos
no refinamento dos dados experimentais
Para o caacutelculo do tamanho meacutedio de cristalito com o uso da equaccedilatildeo 7 utilizou-se o
valor de K = 091 e 120582=0154056 nm
O GSAS dispotildee de 8 tipos de funccedilotildees de background neste trabalho utilizou-se a funccedilatildeo
polinomial de Chebyshev o nuacutemero de termos variou tendo sido utilizados 20 termos na funccedilatildeo
polinomial para refinamentos com a presenccedila da fase amorfa e 6 termos apoacutes a cristalizaccedilatildeo da
fase amorfa
Para iniacutecio do refinamento no programa EXPGUI foi utilizado o diagrama de blocos da
Figura 12 e para o refinamento dos paracircmetros as correlaccedilotildees da tabela 3
35 Tratamento Teacutermico
Foi realizado um tratamento teacutermico na amostra moiacuteda por 19 horas com a finalidade
de promover o relaxamento dos defeitos e tensotildees causados durante a moagem mecacircnica e a
cristalizaccedilatildeo da fase amorfa presente A partir da temperatura ambiente 25 oC iniciou-se o
aquecimento a uma taxa de 10 oCmin A temperatura final foi de 800 oC seguindo-se do
desligamento do forno que se manteve fechado ateacute que a temperatura da amostra atingisse
25 oC Em seguida a amostra foi retirada do forno e foi realizado um DRX Utilizou-se um forno
tubular com tubo de quartzo e uma atmosfera com fluxo constante de gaacutes argocircnio ilustrado
na Figura 22
43
Figura 22 Forno utilizado para realizar o tratamento teacutermico
36 Calorimetria Diferencial de Varredura (DSC)
As medidas de DSC foram realizadas na amostra moiacuteda por 19 horas em uma ceacutelula
Netzsch modelo DSC 3500 Sirius pertencente ao Laboratoacuterio de Termo ciecircncias da UFAM
Para realizaccedilatildeo das medidas utilizou-se um fluxo de proteccedilatildeo de N2 a 50 mlmin com
temperatura inicial de 25 oC e temperatura final de 550 oC
Foram realizadas quatro medidas com as taxas de transferecircncia de calor de 25 oCmin
5 oCmin 10 oCmin e 20 oCmin Foram utilizados cadinhos (porta amostra) de alumiacutenio e a
massa meacutedia de 22 mg de amostra foi utilizada nos quatro experimentos
Na Figura 23 eacute mostrada a ceacutelula Netzsch modelo DSC 3500 Sirius onde foram
realizadas as medidas e os cadinhos sendo dois fechados e um com a amostra visiacutevel
Figura 23 Equipamento utilizado para realizar o DSC
44
4 RESULTADOS E DISCUSSOtildeES
41 Evoluccedilatildeo estrutural
A Figura 24 mostra a evoluccedilatildeo estrutural durante o processo de siacutentese conforme
descrito nos procedimentos experimentais Qualitativamente podemos ver nesta figura uma
modificaccedilatildeo gradativa dos padrotildees de difraccedilatildeo O pico mais intenso da amostra moiacuteda por 1
hora corresponde ao plano (1 0 -2) do Bi precursor
Acompanhando o comportamento deste plano em especiacutefico constata-se que entre a
primeira e a quarta hora o mesmo sofre apenas uma ligeira diminuiccedilatildeo Concomitantemente
com este decreacutescimo emergem pequenos novos picos em 2θ aproximadamente entre 28 e 35o
Com 7 horas de moagem os novos picos satildeo evidentes e foram identificados junto agrave base de
dados do ICSD como a estrutura desejada Bi3Ni grupo espacial Pnma (cartatildeo nuacutemero 391336)
Em 13 horas de moagem o pico do Bi atinge seu miacutenimo e segue estaacutevel ateacute 19 h de moagem
Dada a observaccedilatildeo da estabilizaccedilatildeo estrutural o processo foi interrompido Uma anaacutelise mais
detalhada dos difratogramas seraacute mostrada e discutida na sequecircncia
Figura 24 Padratildeo de difraccedilatildeo observado para amostra e Bi3Ni durante todo intervalo de moagem
10 20 30 40 50 60 70 80
19h
16h
1h
10h
1h
7h
4h
2(graus)
1h
13h
Inte
nsid
ade (
ua
)
45
Na Figura 25 mostramos a indexaccedilatildeo das fases na primeira hora de moagem onde foi
verificada o iniacutecio da nucleaccedilatildeo do Bi3Ni Tambeacutem eacute possiacutevel observar os picos do elemento
precursor minoritaacuterio no caso o Niacutequel (cartatildeo ICSD 64703)
Figura 25 Difratograma obtido apoacutes a primeira hora de moagem
Seguindo o processo de moagem conforme descrito nos procedimentos experimentais
a amostra foi moiacuteda por mais 3 horas totalizando 4 horas de moagem os difratogramas obtidos
satildeo apresentados nas Figuras 26 e 27 Nesta etapa jaacute natildeo eacute mais possiacutevel identificar a presenccedila
dos picos referentes ao niacutequel dessa forma somente satildeo observados os picos do bismuto e do
Bi3Ni Poreacutem como verificamos na Figura 24 a nucleaccedilatildeo da liga Bi3Ni continua ocorrendo
sistematicamente
Na Figura 26 mostramos uma comparaccedilatildeo do difratograma padratildeo de Bi3Ni (cartatildeo
nuacutemero 391336 do ICSD) com o difratograma da amostra moiacuteda por 4 horas plotados em
conjunto para destacar a nucleaccedilatildeo da fase de Bi3Ni
Na Figura 27 apresenta-se o resultado do refinamento pelo meacutetodo de Rietveld para as
4 horas de moagem Eacute possiacutevel verificar um bom acordo entre o padratildeo de DRX da amostra e
o padratildeo refinado por MR Os fatores de qualidade podem ser verificados na tabela 4 Neste
refinamento obtivemos uma fraccedilatildeo de fase equivalente a 67 de Bi e 33 de Bi3Ni
46
Figura 26 Difratograma da amostra moiacuteda durante 4 horas (curva com ruiacutedo) e o padratildeo idealizado
do Bi3Ni calculado a partir do arquivo CIF (cartatildeo ICSD no 391336)
Figura 27 Padratildeo observado no DRX (4horas) calculado e residual obtidos no refinamento pelo MR
10 20 30 40 50 60 70 80
23 24 25 26 27 28 29 30 31 32 33
Inte
nsid
ade (
ua
)
2(graus)
4 horas
CIF Bi3Ni
10 20 30 40 50 60 70 80
Experimental
Calculado
Residual
Inte
nsid
ade (
u a)
2 (graus)
4 horas
25 30 35 40 45
47
Em todas as etapas do processo de moagem foram obtidos refinamentos com iacutendices de
qualidade muito semelhantes Natildeo houve alteraccedilatildeo nos acircngulos da ceacutelula unitaacuteria do composto
de Bi3Ni que permanecerem com α= β= λ = 90o Os valores obtidos para os iacutendices de avaliaccedilatildeo
da qualidade e os paracircmetros de rede encontram-se na tabela 4
Tabela 4 Valores de Rwp e 1205362 obtidos nos refinamentos realizados durante o processo de moagem
mecacircnica para o Bi3Ni
Com os resultados obtidos nos refinamentos determinou-se as contribuiccedilotildees em
porcentagem de cada fase em funccedilatildeo do tempo de moagem Verifica-se que apoacutes a primeira
hora de moagem natildeo se identifica no difratograma a presenccedila de Ni entretanto a fase de Bi3Ni
continua nucleando indicando que ainda existe niacutequel disponiacutevel para a formaccedilatildeo desta fase
Pode-se conceber algumas hipoacuteteses para este fato A primeira refere-se agrave sensibilidade do
equipamento de DRX que natildeo identifica precisamente elementos com fraccedilatildeo de fase menor
que 10 Outa hipoacutetese provaacutevel pode ser atribuiacutea a uma adesatildeo do niacutequel nas paredes do jarro
de moagem ou nas esferas de accedilo tendo em vista sua ductilidade
Na Figura 28 foi plotado a fraccedilatildeo de cada uma das fases presentes no processo de
moagem em funccedilatildeo do tempo Fica evidente que apoacutes a primeira hora a fraccedilatildeo de fase do niacutequel
eacute zero mas continua ocorrendo a nucleaccedilatildeo do Bi3Ni que estabiliza em 13 horas
TEMPO DE MOAGEM RWP 1205362 PARAcircMETROS DE REDE DO BI3NI
a (Å) b (Å) c (Å) Volume (Å3)
4 HORAS 77 139 8890(9) 4102(1) 11502(1) 41949(6)
7 HORAS 70 137 8891(3) 4106(1) 11500(1) 41986(9)
10 HORAS 71 131 8888(1) 4104(8) 11495(1) 41939(5)
13 HORAS 65 124 8893(5) 4104(3) 11507(1) 42003(2)
16 HORAS 64 124 8888(7) 4102(9) 11499(9) 41940(1)
19 HORAS 63 123 8894(1) 4105(1) 11506(5) 42012(3)
48
Figura 28 Fraccedilatildeo das fases de Ni Bi e Bi3Ni em funccedilatildeo do tempo de moagem
Utilizando-se a equaccedilatildeo 7 com os dados obtidos no refinamento pelo MR calculou-se
o tamanho meacutedio dos cristalitos de Bi3Ni em funccedilatildeo do tempo de moagem Na Figura 29
apresenta-se em forma de um graacutefico os valores obtidos Observamos que entre a quarta e a
seacutetima hora haacute um aumento aproximado de 14 no tamanho meacutedio do cristalito pode-se
atribuir esse aumento a uma possiacutevel deformaccedilatildeo plaacutestica da amostra acarretando num
acreacutescimo da aacuterea de superfiacutecie o que aumentaria progressivamente a probabilidade de
soldagem a frio dessas partiacuteculas gerando assim um aumento do tamanho meacutedio do cristalito
Entre a seacutetima e a deacutecima hora de moagem ocorre uma reduccedilatildeo de 26 no tamanho do
cristalito maior valor percentual obtido entre intervalos de moagem Entre a deacutecima sexta e a
deacutecima nona hora haacute uma estabilizaccedilatildeo no processo de reduccedilatildeo do tamanho de cristalito
Obtivemos no final do processo uma reduccedilatildeo total de aproximadamente 59 o que representa
um tamanho meacutedio de cristalito na ordem de 2653 nm
Plota-se na Figura 29 um graacutefico com tamanho meacutedio de cristalito do composto Bi3Ni
em funccedilatildeo do tempo de moagem
0 5 10 15 20
0
20
40
60
80
100
Fra
ccedilao d
e fases (
)
Tempo de moagem ( horas)
Bi
Bi3Ni
Ni
49
Figura 29 Tamanho meacutedio de cristalito de Bi3Ni em funccedilatildeo do tempo de moagem
Natildeo houve formaccedilatildeo de novas fases ou aparentemente quaisquer outras alteraccedilotildees
significativas apoacutes a deacutecima terceira hora de moagem Os uacutenicos efeitos com a continuaccedilatildeo da
moagem foram a melhora da cristalizaccedilatildeo da fase de interesse e o aumento de intensidade do
perfil referente a fase amorfa Poreacutem o processo de moagem totalizou 19 horas a finalidade
deste intervalo apoacutes a estabilizaccedilatildeo de formaccedilatildeo da fase pretendida foi verificar a possibilidade
de oxidaccedilatildeo da amostra que ficou exposta ao ambiente durante a execuccedilatildeo do DRX
Observa-se nos difratogramas da Figura 24 a formaccedilatildeo de uma acentuada elevaccedilatildeo na
linha de base entre a faixa de 2θ que vai de aproximadamente 26deg a 36deg A forma ou perfil
dessa elevaccedilatildeo eacute um forte indicio do aparecimento de uma fase amorfa Para alcanccedilar bom
acordo nos refinamentos Rietveld foram necessaacuterios 20 termos na funccedilatildeo polinomial de
Chebyshev para descrever estas linhas de base (background)
Analisando-se portanto os difratogramas referentes agraves etapas de 10 13 16 e 19 horas
eacute possiacutevel identificar o crescimento dessa fase amorfa conforme mostramos na Figura 30
4 6 8 10 12 14 16 18 20
25
30
35
40
45
50
55
Ta
ma
nh
o m
eacuted
io d
e c
rista
lito
(n
m)
Tempo de moagem (horas)
50
Estas curvas satildeo particularmente interessantes uma vez que podemos avaliar as
distacircncias R entre os primeiros vizinhos da fase desordenada aplicando a equaccedilatildeo de Ehrenfest
que pode ser expressa como [56]
2Rsen(θ) = 123λ (14)
O maacuteximo destas curvas correspondem a 2θ ~29o o que nos leva a distacircncias aproximada
de 38 Aring Esta distacircncia natildeo fere nenhum viacutenculo de distancias entre os atamos para
Ni-Ni~248 Aring Ni-Bi~ 278 Aring Bi-Bi~308 Aring Bi-O~214 Aring
Figura 30 Comparaccedilatildeo das funccedilotildees de background para a amostra moiacuteda por 10 13 16 e 19 horas
Com objetivo de avaliar com mais detalhes a estrutura nanocristalina e amorfa
realizamos medidas de difraccedilatildeo com configuraccedilotildees que produzissem uma maior qualidade nos
dados obtidos utilizamos uma cacircmara com baixo vaacutecuo e aumentamos o tempo de aquisiccedilatildeo
dos dados
A Figura 31 mostra o padratildeo obtido para a amostra final moiacuteda por 19 horas
Destacamos a evidente fase amorfa que se forma
10 20 30 40 50 60 70 80
19 horas
16 horas
13 horas
10 horas
Inte
nsid
ade (
u a)
2 (graus)
51
Figura 31 Formaccedilatildeo da fase amorfa na amostra de Bi3Ni apoacutes 19 horas de moagem
Comparando o padratildeo de DRX obtido para amostra moiacuteda por 19 horas com o
difratograma padratildeo de Bi3Ni (cartatildeo nuacutemero 391336 do ICSD) pode-se constatar a
equivalecircncia dos picos conforme apresentada Figura 32
Com os difratogramas de maior resoluccedilatildeo verificamos a presenccedila embora em uma
pequena fraccedilatildeo de Bi (ICSD no 64703) Assim como uma ligeira sugestatildeo da existecircncia de
Bi2O3 (ICSD no 41764) vislumbra-se essa fase em virtude da possiacutevel oxidaccedilatildeo da amostra
devido as sucessivas aberturas do jarro de moagem para realizaccedilatildeo do DRX entretanto
diferentemente do que se percebe para o bismuto natildeo haacute nenhum pico referente ao oxido de
bismuto
Na posiccedilatildeo de 2θ~27o existe um pico caracteriacutestico do Bi2O3 entretanto mesmo com a
melhor resoluccedilatildeo do DRX natildeo eacute possiacutevel distinguir claramente a fase do oxido de bismuto
assim durante o processo de refinamento pelo MR natildeo foi adicionada a fase relativa ao oxido
O refinamento pelo meacutetodo de Rietveld referente a amostra moiacuteda por 19h encontra-se
na Figura 33 percebe-se a boa concordacircncia obtida para a fase de interesse Bi3Ni e a fase
20 30 40 50 60 70 80
Bi
Inte
nsid
ade (
u a)
2 (graus)
Bi
20 25 30 35 40 45
52
amorfa O asterisco indicando o pico principal do Bi salienta que essa fase por contribuir
modestamente em um difratograma tatildeo complexo natildeo eacute bem ajustada
Figura 32 Difratograma da amostra moiacuteda 19h em conjunto com os CIFs de o Bi3Ni Bi e Bi2O3
Figura 33 Difratograma da amostra moiacuteda 19h e refinada por meacutetodo de Rietveld partindo dos CIFs
do Bi3Ni Bi
20 30 40 50 60 70 80
19 horas
Bi3Ni
Bi
Bi2O
3
In
tensid
ade (
u a)
2 (graus)
25 30 35 40
20 30 40 50 60 70 80
Experimental (19h)
Calculado
Residual
Inte
nsid
ade (
u a)
2 (graus)
20 25 30 35 40 45 50
53
Os trabalhos cientiacuteficos que versam sobre a produccedilatildeo e a caracterizaccedilatildeo do composto
Bi3Ni descrevem que a siacutentese pode ser realizada por vaacuterios mecanismos normalmente as
metodologias mais usadas para obtenccedilatildeo envolvem os processos em meio quiacutemico a
eletrodeposiccedilatildeo e a solidificaccedilatildeo raacutepida Em alguns casos utilizou-se longos processos teacutermicos
que envolvem a permanecircncia da amostra num forno de resistecircncia a 1100 degC durante 3 dias
[13] ou processos de sinterizaccedilatildeo com recozimento a vaacutecuo a temperatura de 1000 degC por 24
horas [15] Relata-se tambeacutem que conforme ocorreu neste trabalho algumas amostras
apresentam pequenos traccedilos de Bi em sua composiccedilatildeo final [13]
Dessa forma o primeiro desafio desse trabalho foi produzir uma fase uacutenica de Bi3Ni por
meio da moagem mecacircnica entretanto verificou-se no resultado obtido no DRX e no
refinamento pelo MR que a fase de Bi3Ni embora apresente uma fraccedilatildeo de 999 ainda possui
leves traccedilos do pico mais intenso de bismuto (indicado por um asterisco na Figura 33) Uma
proposta futura seria portanto acrescentar uma pequena quantidade de Ni para interagir com
esse Bi remanescente
42 Medidas de DRX in situ
Com o objetivo de estudar a estabilidade teacutermica e acompanhar a evoluccedilatildeo estrutural da
amostra em funccedilatildeo da temperatura foram realizadas medidas de DRX in situ conforme
descrito nos procedimentos experimentais A Figura 34 apresenta os quatro difratogramas
obtidos
A temperatura de 25 oC observa-se uma fase uacutenica do composto Bi3Ni (com jaacute
mencionado anteriormente a amostra possui uma leve indicaccedilatildeo da presenccedila de bismuto) que
possui estrutura ortorrocircmbica e grupo espacial Pnma eacute a mesma apresentada na Figura 32
A medida que aumentamos a temperatura conforme descrito na seccedilatildeo 3 Figura 21
inicia-se uma transformaccedilatildeo do composto inicial para o crescimento da fase tetragonal de Bi2O3
(ICSD no 41764) e da fase precursora de Bi Essa alteraccedilatildeo na composiccedilatildeo da amostra ocorre
em virtude da degradaccedilatildeo da fase Bi3Ni que conforme eleva-se a temperatura tem sua fraccedilatildeo
diminuiacuteda conforme verifica-se na Figura 36 Embora as medidas in situ terem sido feitas em
baixo vaacutecuo natildeo foi impedido o crescimento do Bi2O3
54
Na Figura 34 encontram-se plotados os DRX referentes as medidas realizadas em 25o
250o 300o e 350 oC as curvas foram deslocadas verticalmente para melhor comparaccedilatildeo
Figura 34 Padratildeo observado nos DRX da amostra submetida a aquecimento
A temperatura de 250 oC temos a ocorrecircncia de trecircs fases Bi3Ni Bi2O3 e Bi
O refinamento estrutural pelo meacutetodo de Rietveld estaacute mostrado na Figura 35 Mesmo tratando-
se de uma amostra com um elevado nuacutemeros de pico aleacutem da presenccedila de uma fase amorfa o
acordo entre o experimental e o calculado eacute notaacutevel Os valores dos iacutendices de avaliaccedilatildeo da
qualidade do refinamento referentes as quatro medidas realizadas encontram-se na tabela 5
20 30 40 50 60 70 80
350 0C
300 0C
250 0C
Inte
nsid
ade (
ua
)
2 (graus)
25 0C
55
Figura 35 Padratildeo obtidos no refinamento pelo MR para amostra aquecida a 250 0C
Tabela 5 Valores de Chi2 e de Rwp obtidos nos refinamentos realizados durante o processo de
aquecimento
A temperatura de 300 oC comeccedila a formaccedilatildeo da uma nova fase cubica de grupo espacial
I23 o Bi12NiO19 em detrimento da diminuiccedilatildeo da fase de Bi3Ni Aleacutem do aumento da fraccedilatildeo
da fase de Bi2O3
Temperatura de realizaccedilatildeo da medida Rwp 1205362
25 0C 69 23
250 0C 83 18
300 0C 98 26
350 0C 99 25
10 20 30 40 50 60 70 80
Inte
nsid
ade (
ua
)
2 (graus)
Experimental
Calculado
Residual
250 0C
25 30 35 40
56
O uacuteltimo DRX foi realizado a 350 oC a principal alteraccedilatildeo dessa medida refere-se ao
fato da inexistecircncia de picos referentes agrave fase Bi3Ni A fase majoritaacuteria torna-se agora a fase
referente ao Bi e a fase Bi12NiO19 (indexado na base de dados PDF2 mas natildeo na base de dados
ICSD) permanece estaacutevel isto eacute sem alteraccedilotildees significativas em sua fraccedilatildeo O fato de estarem
presentes picos referentes ao Bi mesmo apoacutes termos ultrapassado a temperatura de fusatildeo pode
ser explicado levando-se em consideraccedilatildeo a baixa condutividade teacutermica do bismuto aliado ao
excesso de defeitos produzidos na moagem assim natildeo obteve-se a fusatildeo do elemento
Utilizamos os dados obtidos nos refinamentos para plotar o graacutefico exposto na Figura
36 onde eacute possiacutevel observar a fraccedilatildeo de cada fase em funccedilatildeo da temperatura de execuccedilatildeo do
DRX Percebe-se a raacutepida decomposiccedilatildeo da fase de Bi3Ni que entre 250 oC e 350 oC apresenta
uma reduccedilatildeo percentual de aproximadamente 88 concomitantemente ao crescimento
percentual da fase de Bi
Figura 36 Fraccedilotildees de fase em funccedilatildeo da temperatura de realizaccedilatildeo do DRX in situ
O DRX realizado na amostra a 350 oC eacute mostrado na Figura 37 em conjunto aos CIFs
das fases constituintes Para a fase Bi12NiO19 natildeo foi encontrado o CIF no banco de dados do
Inorganic Crystal Structure Database (ICSD) Para refinar utilizando o meacutetodo de Rietveld
partimos do protoacutetipo estrutural de Bi26-x Mx O40-y (M = Mg Al Co Ni) O CIF desta fase
25 75 125 175 225 275 325 375
0
20
40
60
80
100
Fra
ccedilao d
e F
ases (
)
Temperatura (0C)
Bi3Ni
Bi2O
3
Bi
Bi12
NiO19
57
resultante estaacute mostrado em vermelho na Figura 37 e uma representaccedilatildeo da ceacutelula unitaacuteria na
Figura 38 os aacutetomos de oxigecircnio estatildeo representados na cor vermelha e o niacutequel em verde
Figura 37 Padratildeo observado no DRX da amostra em 350 oC em comparaccedilatildeo com o CIF das fases
constituintes
Figura 38 Projeccedilatildeo do eixo a e em perspectiva do Bi12NiO19
10 20 30 40 50 60 70 80
Inte
nsid
ade (
ua
)
2(graus)
350 graus
Bi2O
3
Bi
Bi12
NiO19
20 25 30 35 40 45 50 55
58
O refinamento estrutural utilizando estas fases estaacute mostrado na Figura 39 e os valores
referentes aos paracircmetros de rede obtidos para o refinamento da fase Bi12NiO19 constam na
tabela 6
Figura 39 Padratildeo obtidos no refinamento pelo MR para amostra aquecida a 350 0C
Tabela 6 Paracircmetros da ceacutelula unitaacuteria da estrutura Bi12NiO19
A Figura 40 conteacutem as fotografias retiradas do forno do difratocircmetro antes e apoacutes a
realizaccedilatildeo da medida Eacute possiacutevel verificar que a amostra devido a dilataccedilatildeo volumeacutetrica e a
fusatildeo do bismuto transborda o porta amostra
Paracircmetros de Rede a = b=c=10258(8) Aring
Acircngulos α = β = γ = 900
Volume da ceacutelula 107966(2) Aring3
Grupo de simetria Cuacutebico
Grupo espacial I23
10 20 30 40 50 60 70 80
Inte
nsid
ade (
ua
)
2 (graus)
Calculado
Experimental
Residual
350 0C
20 25 30 35 40 45
59
Figura 40 Fotografia do forno do DRX antes a apoacutes a realizaccedilatildeo das medidas
43 Calorimetria Diferencial de Varredura (DSC)
Com a finalidade de estudar e melhor entender a evoluccedilatildeo estrutural da amostra
observada nas medidas in situ realizou-se medidas DSC conforme descrito nos procedimentos
experimentais a temperatura final foi de 550 oC
Na Figura 41 mostramos as medidas DSC feitas em diferentes taxas de aquecimento
realizadas na amostra moiacuteda por 19 horas Em todas as 4 medidas vemos comportamentos
exoteacutermicos e endoteacutermicos Os picos endoteacutermicos ocorreram a uma temperatura aproximada
de 270 0C temperatura essa equivalente ao ponto de fusatildeo do bismuto e foram atribuiacutedos a
fusatildeo do Bi ocorrida em duas etapas
Comparando-se os resultados obtidos nas medidas in situ onde observamos a nucleaccedilatildeo
de uma nova fase a partir da temperatura de 250 oC com os resultados obtidos no DSC podemos
concluir que o pico exoteacutermico presente no termograma corresponde agrave nucleaccedilatildeo da fase de
Bi2O3
Com a finalidade de calcular a energia de ativaccedilatildeo (Ea) necessaacuteria para promover essa
nucleaccedilatildeo aplicamos a metodologia proposta por Kissinger [2] Conforme indicado na Figura
41 as 4 medidas foram feitas com taxas de aquecimento de 25 5 10 e 20 oCmin
60
A Figura 42 mostra em detalhes a Figura 41 onde vemos os valores das temperaturas
de pico de cristalizaccedilatildeo (Tc) e as referidas taxas de aquecimento (120591) Como era esperado a
medida que a taxa de aquecimento aumenta a temperatura de pico tambem aumenta
Figura 41 Termograma DSC plotados em conjunto para os diferentes fluxos de calor
Figura 42 Espectros DSC com as temperaturas de pico e suas respectivas taxas de aquecimento
100 150 200 250 300 350 400 450 500 550
250Cmin
50Cmin
100Cmin
fluxo d
e c
alo
r (u
a)
Temperatura (0C)
200Cmin
exo
230 235 240 245 250 255 260 265 270 275 280 285
250Cmin
50Cmin
100Cmin
fluxo d
e c
alo
r (u
a )
Temperatura (0C)
242 0C
252 0C
266 0C
278 0C
200Cmin
exo
61
Com os dados fornecidos na Figura 42 pode-se calcular a energia de ativaccedilatildeo referente
a nucleaccedilatildeo da fase de Bi2O3 Plotando-se um graacutefico linear de ln(120591
1198791198882) versus
1
119879119888 onde o
coeficiente angular eacute (minus119864119886
119877) obteacutem-se a energia de ativaccedilatildeo A Figura 43 apresenta a
linearizaccedilatildeo da equaccedilatildeo 16 de onde se obteacutem a energia de ativaccedilatildeo do processo de nucleaccedilatildeo
do Bi2O3
Figura 43 Graacutefico linear do ln(120591
1198791198882) versus
1
119879119888
Logo considerando as relaccedilotildees anteriormente definidas eacute possiacutevel calcular a energia de
ativaccedilatildeo uma vez que m = (minus119864119886
119877) e R = 831 jmol K Desse modo a energia de ativaccedilatildeo
necessaacuteria para promover a nucleaccedilatildeo da fase Bi2O3 eacute de 12465 kJmol
A metodologia proposta permitiria tambeacutem calcular a energia de ativaccedilatildeo necessaacuteria
para cristalizar a fase amorfa as medidas de DSC foram planejadas ateacute a temperatura de
550 oC devido a limitaccedilotildees do equipamento poreacutem como fica evidente na Figura 41 natildeo se
observa nenhum pico exoteacutermico apoacutes os 350 oC que se possa estar associado a cristalizaccedilatildeo da
fase amorfa O pico exoteacutermico existente como jaacute mencionado ocorreu a uma temperatura que
variou de 242 0C agrave 278 0C e refere-se agrave nucleaccedilatildeo de fase
182 184 186 188 190 192 194
-115
-110
-105
-100
-95
ln (
T2 c)
1Tc (10
-3 k
-1)
62
44 Tratamento teacutermico
Apoacutes a realizaccedilatildeo das medidas de DRX in situ e das medidas de DSC a fase amorfa
ainda se encontrava presente assim foi realizado um tratamento teacutermico com a finalidade de
promover a cristalizaccedilatildeo da fase amorfa presente
O tratamento teacutermico foi realizado a uma taxa constante de 10 0Cmim ateacute a temperatura
de 800 0C com a atmosfera protegida por gaacutes argocircnio Na Figura 44 apresenta-se o difratograma
da amostra realizado apoacutes o do tratamento teacutermico vemos no detalhe que a acentuada elevaccedilatildeo
na linha de base entre a faixa de 2θ que vai de aproximadamente 26deg agrave 36deg e que corresponde
a fase amorfa desapareceu completamente
Figura 44 Difratograma da amostra apoacutes tratamento teacutermico
Para a amostra tratada termicamente foram identificadas trecircs fases similar ao observado
nas medias in situ a 350 oC foram identificadas a fase cuacutebica Bi12NiO19 a fase tetragonal de
Bi2O3 (ICSD no 41764) e a fase romboeacutedrica de Bismuto (ICSD no 64703) Na Figura 45
apresentamos o padratildeo observado plotado juntamente com o CIF das 3 fases identificadas
10 20 30 40 50 60 70 80
Inte
nsid
ad
e (
ua
)
2 (graus)
Pos Tratamento Teacutermico
20 25 30 35 40 45 50 55 60
63
Figura 45 Difratograma da amostra apoacutes tratamento teacutermico em conjunto com os CIFs de Bi Bi2O3 e
Bi12NiO19
Pode-se verificar no padratildeo do difratograma da Figura 45 que pelo formato da linha de
base obtida ocorreu a cristalizaccedilatildeo da fase amorfa e as fases identificadas correspondem aos
picos presentes no DRX da amostra
O refinamento realizado pelo MR confirmou a identificaccedilatildeo das fases contidas na
amostra no sentido da exata correspondecircncia entre os picos obtidos nos padrotildees calculados e
observados As fraccedilotildees das fases da amostra que sofreu tratamento teacutermico em comparaccedilatildeo com
as fraccedilotildees obtidas no DRX in situ estatildeo apresentados na tabela 7
Tabela 7 Fraccedilotildees das fases apoacutes tratamento teacutermico e DRX in situ a 350 oC
Fraccedilatildeo das fases Tratamento Teacutermico DRX in situ a 350 oC
Bi12NiO19 90 137
Bi2O3 89 20
Bi 11 663
10 20 30 40 50 60 70 80
Inte
nsid
ade (
ua
)
2 (graus)
Observado
Bi
Bi2O
3
Bi12
NiO19
25 30 35 40 45 50 55
64
O aumento da temperatura propicia a nucleaccedilatildeo das fases de Bi2O3 e Bi12NiO19 em
detrimento da diminuiccedilatildeo da fase Bi3Ni
O refinamento pelo meacutetodo de Rietveld para amostra que sofreu tratamento teacutermico
apresentou uma boa concordacircncia para os perfis calculado e experimental Nesse refinamento
foi utilizado o CIF modificado de Bi12NiO19 Na Figura 46 temos o padratildeo experimental e o
calculado obtidos no refinamento pelo MR
Figura 46 Padratildeo observado e experimental refinado pelo MR para amostra tratada termicamente
Compara-se na Figura 47 os difratogramas obtidos para amostra tratada termicamente e
para o DRX in situ a temperatura de 350 oC eacute possiacutevel identificar a correspondecircncia entre os
picos entretanto eacute notaacutevel a diferenccedila na linha de base do difratograma referente ao DRX in
situ contra o DRX da amostra submetida a tratamento teacutermico Pode-se concluir que para
ocorrer a cristalizaccedilatildeo da fase amorfa eacute necessaacuterio que a temperatura do tratamento teacutermico seja
superior a 550 0C
10 20 30 40 50 60 70 80
Inte
nsid
ade (
ua
)
2 (graus)
Calculado
Experimental
Residual
Pos Tratamento Teacutermico
65
Outro fenocircmeno perceptiacutevel eacute o deslocamento em 2θ da posiccedilatildeo dos picos O
difratograma da amostra que foi ao forno do DRX tem a posiccedilatildeo dos seus picos deslocados para
direita em comparaccedilatildeo ao observado no CIF do Bi12NiO19 e no DRX da amostra que passou
por tratamento teacutermico Podemos associar esse deslocamento a contraccedilatildeo do volume da ceacutelula
unitaacuteria Considerando o valor padratildeo do volume do composto Bi12NiO19 constante na tabela
5 ocorreu uma reduccedilatildeo de volume de aproximadamente 155 para amostra tratada
termicamente e uma variaccedilatildeo positiva de 005 para amostra do DRX in situ Na Figura 47
plotamos juntos os difratogramas da amostra tratada termicamente da amostra que realizou a
medida in situ a 350 0C e o CIF do Bi12NiO19
Figura 47 Difratogramas das amostras apoacutes tratamento teacutermico e DRX in situ em conjunto com o
CIF do Bi12NiO19
O tratamento teacutermico realizado produziu o resultado esperado cristalizando a fase
amorfa As fases presentes na amostra apoacutes a realizaccedilatildeo do tratamento estatildeo em conformidade
agraves encontradas nas medidas de DRX in situ
20 30 40 50 60 70 80
Bi
Inte
nsid
ade (
u a)
2 (graus)
Bi
20 25 30 35 40 45
66
5 CONCLUSAtildeO
A sintetizaccedilatildeo do composto nanoestruturado de Bi3Ni foi realizado de modo eficiente
apoacutes 13 horas de moagem mecacircnica
As medidas de difraccedilatildeo de Raio X possibilitaram acompanhar a evoluccedilatildeo estrutural e a
nucleaccedilatildeo da fase de Bi3Ni O refinamento realizado pelo Meacutetodo de Rietveld proporcionou a
quantificaccedilatildeo dos paracircmetros cristalograacuteficos tais como paracircmetros de rede volume da ceacutelula
unitaacuteria fraccedilatildeo das fases presentes e tamanho de cristalito Os fatores de qualidade e
convergecircncia alcanccedilaram valores satisfatoacuterios correspondendo a exata simulaccedilatildeo do padratildeo
observado
A anaacutelise teacutermica realizada por meio das medidas de DRX in situ permitiu o estudo da
estabilidade teacutermica e o acompanhamento da evoluccedilatildeo estrutural da amostra em funccedilatildeo da
temperatura Foi possiacutevel identificar duas novas fases presentes o Bi2O3 e Bi12NiO19 nucleadas
agraves custas da fase de Bi3Ni Na temperatura de 350 oC a amostra eacute composta das fases Bi12NiO19
Bi2O3 e Bi
As medidas de DSC realizadas ateacute a temperatura de 550 oC e com quatro diferentes
taxas de aquecimento foram utilizadas para se calcular com o uso da equaccedilatildeo de Kissinger a
energia de ativaccedilatildeo (Ea) necessaacuteria para promover a nucleaccedilatildeo do composto Bi12NiO19 que eacute de
12465 kJmol
O tratamento teacutermico no forno ateacute 800 oC promoveu o relaxamento dos defeitos e
tensotildees causadas durante a moagem mecacircnica e a cristalizaccedilatildeo da fase amorfa natildeo sendo mais
possiacutevel identificar no DRX realizado o perfil referente a essa fase Identificou-se novamente a
fase Bi12NiO19 aleacutem da ocorrecircncia das fases de Bi2O3 e Bi jaacute identificadas nas medidas de
DRX in situ confirmando a consistecircncia dos resultados obtidos por dois ensaios diferentes
Pocircde-se verificar o mesmo fenocircmeno em todos os ensaios que envolveram o
aquecimento da amostra Ao aquecer-se o Bi3Ni ocorre um processo de oxidaccedilatildeo que resulta
na formaccedilatildeo da fase de Bi2O3 e a fase de Bi12NiO19 todas associadas ao consumo de Bi da fase
Bi3Ni
Para realizaccedilatildeo de estudos futuros com o intuito de se obter a fase uacutenica de Bi3Ni
pode-se alterar ligeiramente as massas dos produtos com a adiccedilatildeo de um pouco de niacutequel
67
Pode-se melhorar o controle das condiccedilotildees de realizaccedilatildeo dos tratamentos teacutermicos com o
intuito de se evitar a oxidaccedilatildeo A realizaccedilatildeo de medidas de DSC ateacute a temperatura de 800 0C
poderaacute revelar picos exoteacutermicos e propiciar condiccedilotildees para se calcular a energia necessaacuteria
para promover a cristalizaccedilatildeo da fase amorfa
68
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24
Figura 10 Padratildeo de difraccedilatildeo para Cristal perfeito cristal real e liquido ou amorfo respectivamente
O estudo da direccedilatildeo e da intensidade do feixe difratado eacute importante pois permite obter
conclusotildees sobre o fator de estrutura de materiais cristalinos e de materiais amorfos As
intensidades relativas da difraccedilatildeo de estruturas cristalinas dependem do conteuacutedo da ceacutelula
unitaacuteria quanto ao nuacutemeros de eleacutetrons nos aacutetomos posiccedilotildees atocircmicas e da distribuiccedilatildeo
eletrocircnica nos aacutetomos Tem-se entatildeo o fator de estrutura que estaacute diretamente relacionado com
a intensidade das ondas espalhadas no fenocircmeno de difraccedilatildeo em materiais
241 Difratocircmetro
O difratocircmetro eacute constituiacutedo basicamente por um tubo de raios X um porta amostra
onde se incide a radiaccedilatildeo e um detector moacutevel Nos equipamentos modernos a geometria de
Bragg-Brentano se manteacutem com a diferenccedila de que a amostra permanece na posiccedilatildeo horizontal
podendo se movimentar apenas quando se utiliza um sistema de rotaccedilatildeo horizontal sobre o eixo
da amostra Nessa geometria um feixe de radiaccedilatildeo monocromaacutetica incide na amostra em forma
de poacute rotacionada de um acircngulo θ enquanto os dados satildeo coletados por um detector que se
move de 2θ [3637]
Uma representaccedilatildeo esquemaacutetica do funcionamento de um difratocircmetro pode ser vista
na Figura 11 Neste esquema verifica-se que o feixe de Raios X gerado pela fonte (A) sai do
tubo passando pela janela de beriacutelio em forma de uma linha O mesmo passa pela fenda soller
de placas paralelas passando em seguida pela fenda divergente e pela maacutescara que controlam
25
a aacuterea dos Raios X que incidem sobre a amostra (B) O feixe difratado passa pelas fendas anti-
espalhamento de recebimento e soller incidindo no detector (C) apoacutes passar por um
monocromador [353637]
Figura 11 Representaccedilatildeo esquemaacutetica de um Difratocircmetro [35]
As fendas soller tecircm como funccedilatildeo diminuir a divergecircncia axial de um feixe de raios X
A fenda divergente eacute utilizada para limitar a divergecircncia lateral do feixe de raios X de modo
que a superfiacutecie da amostra receba o maacuteximo possiacutevel da radiaccedilatildeo e ao mesmo tempo a
irradiaccedilatildeo do porta amostra seja evitada A maacutescara tem a funccedilatildeo de limitar a aacuterea linear
iluminada sobre a amostra [3839]
O feixe difratado eacute normalmente expresso atraveacutes de picos que se destacam do
background (ou linha de base) registrados num difratograma de intensidade versus o acircngulo
2θ As intensidades obtidas em acircngulos 2θ representadas atraveacutes dos picos nos difratogramas
correspondem agrave difraccedilatildeo do feixe incidente por um determinado conjunto de planos do cristal
que possuem mesma distacircncia interplanar cada qual com iacutendices de Miller hkl (reflexotildees hkl)
A intensidade a posiccedilatildeo angular (2θ) ou distacircncia interplanar (d) e o perfil satildeo as informaccedilotildees
obtidas de cada pico Cada composto cristalino apresenta um padratildeo difratomeacutetrico
caracteriacutestico permitindo sua identificaccedilatildeo atraveacutes das posiccedilotildees angulares e intensidades
relativas dos picos difratados [3639]
Na tabela 2 apresentam-se alguns fatores instrumentais e seus efeitos sobre as posiccedilotildees
forma e larguras dos picos de difraccedilatildeo [414243]
26
Tabela 2 Relaccedilatildeo entre os fatores instrumentais e os efeitos sobre os picos de DRX
25 Meacutetodo de Rietveld
O fiacutesico holandecircs Hugo M Rietveld desenvolveu em 1969 um meacutetodo para refinar
estruturas cristalinas a partir de modelos teoacutericos e de padrotildees de raios X (DRX) ou de necircutrons
[44 45]
O modelo matemaacutetico utilizado no Meacutetodo de Rietveld (MR) refina os perfis teoacutericos
dos picos de difraccedilatildeo de forma que estes perfis se aproximem dos perfis medidos O refinamento
possibilita determinar as propriedades cristalograacuteficas do material analisado como por
exemplo orientaccedilotildees preferenciais (textura) em alguns casos o tamanho meacutedio e a
microdeformaccedilatildeo de cristalitos e as dimensotildees da cela unitaacuteria [44]
Para executar o refinamento de estruturas o MR faz comparaccedilotildees do perfil real de uma
amostra (o observado ou experimental) com espectros teoacutericos calculados a partir de misturas
hipoteacuteticas de fases (o calculado) Compara-se pontualmente os valores obtidos atraveacutes da
diferenccedila entre as intensidades
Os valores satildeo ajustados utilizando-se o meacutetodo dos miacutenimos quadrados ateacute se
conseguir a melhor concordacircncia possiacutevel do padratildeo experimental com o calculado [46]
A diferenccedila entre as intensidades isto eacute a quantidade minimizada no refinamento eacute dada
pela seguinte expressatildeo
Sy = sum 120596119894(119910119894 minus 119910119888119894)2
119894 (4)
FATOR INSTRUMENTAL EFEITO SOBRE O PICO
Alinhamento e colimaccedilatildeo do feixe Afeta na largura e simetria dos picos
Excentricidade da amostra Influecircncia a largura e posiccedilatildeo dos picos
Planaridade da superfiacutecie da
amostra Produz assimetria dos picos em baixos acircngulos
Absorccedilatildeotransparecircncia da amostra Causa deslocamento dos picos alargamento e assimetria
principalmente em amostras com coeficientes de absorccedilatildeo
Tamanho das partiacuteculas e micro
deformaccedilatildeo da rede Causa variaccedilatildeo na largura e forma dos picos
27
Onde 120596119894 representa a intensidade observada no i-eacutesimo ponto (sendo expresso por 120596119894 =
1 119910119894frasl ) e 119910119894 representa a intensidade observada e 119910119888119894 a intensidade calculada [46]
As medidas precisas de intensidades dadas em intervalos de 2θ o incremento de 2θ
constante um modelo inicial proacuteximo a estrutura real da amostra satildeo alguns requisitos que
devem ser analisados antes de se iniciar o refinamento
Deve-se ficar claro que o MR natildeo se trata de um software os programas satildeo utilizados
para realizar os caacutelculos matemaacuteticos requeridos pelo meacutetodo Existem diversos programas
computacionais que usam o MR dentre eles o pacote de programas GSAS (General Structure
Analysis System) [47] e o EXPGUI [48]
Para se descrever o formato dos picos de DRX de materiais nanoestruturados
recomenda-se utilizar a funccedilatildeo perfil pseudo-Voigt de Thompson-Cox-Hasting modificada
(funccedilatildeo de perfil CW 4 no pacote GSAS [47]) que considera o modelo anisotroacutepico de Stephens
e efeitos de textura [4950]
Nesta funccedilatildeo de perfil a largura a meia altura (FWHM) das partes gaussiana (ΓG) e
Lorentziana (ΓL) eacute expressa da seguinte forma
Γ119866 = [(119880 + (1 minus 120578)2119889ℎ1198961198974 Γ119878
2(ℎ119896119897))1199051198861198992120579 + 119881119905119886119899120579 + 119882 +119875
1198881199001199042120579]
12
(5)
e
Γ119871 = 120578119889ℎ1198961198972 Γ119878(ℎ119896119897) 119905119886119899120579 +
119883+119883119890119888119900119904120601
119888119900119904120579 (6)
Onde dhkl eacute a distacircncia entre os planos da rede e θ eacute o acircngulo de Bragg Na parte gaussiana os
paracircmetros V e W dependem dos instrumentos Os paracircmetros P e o termo X + Xecosφ
descrevem respectivamente as contribuiccedilotildees Gaussianas e Lorentzianas para o tamanho de
cristalito Os paracircmetros P e X correspondem ao tamanho de cristalito isotroacutepico enquanto Xe
expressa efeitos de tamanho de cristalito anisotroacutepicos φ eacute o acircngulo entre o vector de reflexatildeo
e o seu respectivo eixo de ampliaccedilatildeo
O paracircmetro de tensatildeo isotroacutepica U e o paracircmetro de tensatildeo anisotroacutepica ΓS (hkl)
expressam o alargamento de pico causado por deformaccedilotildees na rede cristalina ΓS (hkl) eacute uma
28
funccedilatildeo do alargamento (hkl) e depende da simetria de cristal [4950] O paracircmetro η eacute um
coeficiente de mistura que determina as contribuiccedilotildees do alargamento gaussiano (η = 0) e
Lorentziano (η = 1)
O tamanho de cristalito aparente pode ser determinado pela formula de Scherrer
Considerando o refinamento de todos esses paracircmetros para ajustar as larguras de linha e
assumindo que a contribuiccedilatildeo da distribuiccedilatildeo de tamanho de cristalitos eacute anisotroacutepica isto eacute
fazendo P = 0 na equaccedilatildeo 5 pode-se calcular o tamanho de cristalito (lang119889rang) pela seguinte foacutermula
[52]
lang119889rang =(18000119870120582)
119871119909120587 (7)
Considerando tambeacutem que as microtensotildees satildeo isotroacutepicas e fazendo ΓS (hkl) =0 na
equaccedilatildeo 6 pode-se calcular seu percentual pela foacutermula contida no Manual do GSAS [52]
assim a microdeformaccedilatildeo (ε) pode ser expressa por
120576 =120587
18000radic(81198971198992)(119866119880 minus 119866119880119900)100 (8)
Onde GUo eacute o valor previamente obtido do material padratildeo utilizado na calibraccedilatildeo do
equipamento Os valores obtidos para a amostra padratildeo satildeo considerados como iniciais para
paracircmetros ajustaacuteveis e mantidos fixos para os demais durante o ajuste de difratogramas de
amostras em estudo [53]
Durante o refinamento pelo meacutetodo de Rietveld um conjunto de paracircmetros varaacuteveis eacute
calculado e refinado em relaccedilatildeo aos dados digitalizados do difratograma abaixo apresenta-se
um breve detalhamento desses paracircmetros [414243]
29
1- Fator de escala corresponde agrave correccedilatildeo de proporcionalidade entre o padratildeo
difratomeacutetrico calculado e o observado
2- Linha de base (background) eacute corrigida a partir de dados coletados no proacuteprio
difratograma e da interpolaccedilatildeo entre estes pontos Eacute importante conhecer o
comportamento da linha de base jaacute que esta fornece informaccedilotildees a respeito da presenccedila
de fases amorfas na amostra e pode ser incluiacuteda em uma rotina de quantificaccedilatildeo das
fases envolvidas
3- Perfil de pico conjunto de funccedilotildees analiacuteticas em que se modelam efeitos relacionados
ao perfil Algumas equaccedilotildees analiacuteticas satildeo propostas para corrigir estes efeitos como
as equaccedilotildees Gaussiana Lorentziana e de assimetria
4- Paracircmetros da ceacutelula Podem ser corrigidos pela Lei de Bragg (nλ=2dsenθ) onde o
espaccedilamento d estaacute relacionado aos iacutendices de Miller e portanto aos paracircmetros de
ceacutelula (a b c α β γ) A indexaccedilatildeo dos picos eacute feita levando-se em conta os paracircmetros
da ceacutelula e a intensidade calculada o que mostra certa vantagem em relaccedilatildeo a teacutecnicas
convencionais pois todos os paracircmetros que influenciam na discrepacircncia dos valores
de d satildeo refinados conjuntamente com os das intensidades
5- Fator de estrutura os paracircmetros variaacuteveis deste fator satildeo posiccedilotildees atocircmicas fatores
de temperatura isotroacutepicos ou anisotroacutepicos e o nuacutemero de ocupaccedilatildeo
6- Deslocamento paracircmetros de correccedilatildeo dos deslocamentos devido agrave fuga do ponto focal
da oacuteptica do difratocircmetro
7- Orientaccedilatildeo preferencial correccedilatildeo de problemas gerados na preparaccedilatildeo de amostra
Trabalhos da literatura mostram que a reduccedilatildeo computacional da orientaccedilatildeo preferencial
tem eficiecircncia limitada daiacute a preocupaccedilatildeo em controlar este efeito durante a preparaccedilatildeo
da amostra
30
251 Iacutendices de avaliaccedilatildeo da qualidade do refinamento
A qualidade do refinamento deve ser verificada atraveacutes de indicadores estatiacutesticos
numeacutericos que satildeo utilizados durante o processo iterativo (caacutelculos) e apoacutes o teacutermino deste
para aferir se o refinamento estaacute se procedendo de modo satisfatoacuterio [46]
Os refinamentos realizados no software GSAS [47] devem ser acompanhados no que
diz respeito a convergecircncia ao miacutenimo global por iacutendices de confiabilidade para julgar a
qualidade dos mesmos dentre eles o Rwp (R ponderado) e o 1205362 chamado de ldquogoodnees of fit
os quais estatildeo relacionados com o perfil do difratograma [46]
O Rwp eacute expresso por
119877119908119901 = ( radicsum 120596119894(119910119894minus 119910119888119894)2
119894
sum 120596119894(119910119894)2119894
) 119909 100 (9)
O denominador do Rwp eacute a funccedilatildeo de minimizaccedilatildeo (equaccedilatildeo 4) Esse eacute o iacutendice que deve
ser analisado para verificar se o refinamento estaacute convergindo Se o valor de Rwp estaacute
diminuindo entatildeo o refinamento estaacute sendo bem-sucedido Bons refinamentos fornecem
valores de Rwp da ordem de 2 a 10 tipicamente se encontram entre 10 e 20 [46]
O Rexp eacute o valor estatisticamente esperado sendo expresso conforme [54]
119877119890119909119901 = [(119873minus119875)
sum 119908119894(119910119894(119900119887119904))sup2]
12frasl
(10)
Por sua vez o 1205362 eacute definido como
1205942 = 119877119908119901
119877119890119909119901 (11)
Trata-se de um iacutendice frequentemente utilizado estando relacionado agrave qualidade do
ajuste entre o difratograma calculado e o observado Espera-se que seu valor seja equivalente a
10 em um refinamento perfeito sendo que na praacutetica valores em torno de 50 caracterizam
refinamentos otimizados [43] O Rexp utilizado para se determinar o valor de 1205362 eacute o valor
estatisticamente esperado para o Rwp
31
252 GSAS-EXPGUI
O diagrama de blocos da Figura 12 descreve os procedimentos a serem seguidos para se
iniciar um refinamento no software EXPGUI [48]
Figura 12 Diagrama de blocos com ordem dos procedimentos para iniacutecio do refinamento no EXPGUI
Iniciar o programa
Adicionar as fases
Inserir o Difratograma Experimental
Inserir o arquivo PRM
Escolha da funccedilatildeo de background
powpref
genles
Abertura do programa com criaccedilatildeo de um novo arquivo referente ao
refinamento que seraacute iniciado
A adiccedilatildeo das fases presentes na amostra normalmente utiliza-se arquivos
com as informaccedilotildees cristalograacuteficas com a extensatildeo cif
Insere-se o arquivo contendo o difratograma experimental (com a extensatildeo
gsas)
Inserir o PRM O arquivo PRM conteacutem informaccedilotildees instrumentais do
difratocircmetro utilizado como por exemplo o nome do difratocircmetro o
comprimento de onda da radiaccedilatildeo utilizada a polarizaccedilatildeo e os paracircmetros de
perfil relacionados ao alargamento instrumental
O passo seguinte eacute a escolha da funccedilatildeo de background e o nuacutemero de termos
que se iraacute utilizar O programa dispotildee de 8 tipos de funccedilotildees background Na
sequecircncia deve-se escolher a funccedilatildeo de perfil que iraacute modelar os picos de
difraccedilatildeo O GSAS possui cinco funccedilotildees Nesse trabalho utilizou-se a funccedilatildeo
nuacutemero 4
Preparar e carregar os dados
Prepara para rodar os ciclos de refinamento
32
Concluiacutedo os processos descritos na Figura 12 inicia-se o refinamento dos paracircmetros
vale ressaltar que a utilizaccedilatildeo da funccedilatildeo perfil pseudo-Voigt de Thompson-Cox-Hasting
modificada embora seja mais interessante para refinamentos de estruturas ela pode apresentar
alguma complicaccedilatildeo devido agrave grande quantidade de paracircmetros altamente correlacionados (GU
GV GW GP LX) que tornam a convergecircncia um desafio agrave paciecircncia
Entretanto a sua aplicaccedilatildeo pode ser significativamente simplificada se um refinamento
preacutevio de uma amostra padratildeo for realizado e os paracircmetros instrumentais obtidos forem
usados como paracircmetros iniciais para o refinamento do material desejado [46]
Na Figura 13 apresenta-se um print da interface do EXPGUI Durante os procedimentos
de refinamento
Figura 13 Interface do EXPGUI para refinamento dos paracircmetros
Para refinamento dos paracircmetros o conhecimento da correlaccedilatildeo de cada fator torna mais
faacutecil o sucesso e a qualidade final do refinamento Escolhendo-se a funccedilatildeo de perfil 4 tem-se as
seguintes correlaccedilotildees mostradas na tabela 3
33
Tabela 3 Correlaccedilotildees e definiccedilotildees para as variaacuteveis envolvidas no refinamento pelo MR no EXPGUI
PARAcircMETRO CORRELACcedilAtildeO NO MODELO REFINADO
GV e GW Definem a largura da gaussiana relacionada ao alargamento instrumental
GU Define a largura da gaussiana relacionada agrave micro deformaccedilatildeo da rede
GP Define a largura da gaussiana relacionada ao tamanho de cristalito
LX Define a largura da lorentziana relacionada ao tamanho de cristalito
PTEC Avalia a anisotropia do tamanho de cristalito relacionada ao alargamento de
Lorentz
SHKL Define a micro deformaccedilatildeo da rede relacionada ao alargamento de Lorentz Seu
nuacutemero de termos depende da simetria de Laue
TRNS Descreve a profundidade de penetraccedilatildeo dos raios X em uma amostra
SHFT Determina o deslocamento em 2θ devido agrave posiccedilatildeo da amostra no porta amostra
SFEC Avalia a anisotropia quando haacute falhas de empilhamento da rede
ETA Eacute o termo de mistura entre as contribuiccedilotildees de Gauss e de Lorentz
SL e HL Satildeo termos de assimetria relacionados agrave divergecircncia axial
25 Calorimetria Diferencial de Varredura
A calorimetria diferencial de varredura (Differential Scanning Calorimetry- DSC) eacute um
meacutetodo de medida bem estabelecido e usado numa ampla escala em diferentes aacutereas de
pesquisa Com as medidas de DSC eacute possiacutevel investigar a evoluccedilatildeo teacutermica dos materiais e
tambeacutem avaliar grandezas como pureza capacidade teacutermica calor de transiccedilatildeo transiccedilotildees
viacutetreas relaxaccedilatildeo teacutermica [2]
O sistema DSC consiste na detecccedilatildeo de um sinal eleacutetrico gerado pela diferenccedila de
temperatura entre o material de referecircncia cujo comportamento com a temperatura eacute conhecido
e o material que estaacute sendo investigado (amostra) O DSC eacute um meacutetodo calorimeacutetrico no qual
satildeo medidas diferenccedilas de energia A Figura 14 ilustra a configuraccedilatildeo de um DSC
34
Figura 14 Ilustraccedilatildeo da configuraccedilatildeo de um DSC
As curvas construiacutedas com os dados DSC permitem identificar substacircncias construir
diagramas de fase aleacutem de determinar a fraccedilatildeo de cristalinidade dos materiais A amostra natildeo
inerte pode sofrer periodicamente fenocircmenos de absorccedilatildeo ou geraccedilatildeo de calor em funccedilatildeo do
tempo temperatura e posiccedilatildeo do meio Entre os processos de absorccedilatildeo de calor (endoteacutermicos)
pode-se destacar a fusatildeo a sublimaccedilatildeo a adsorccedilatildeo e entre os processos de geraccedilatildeo de calor
(exoteacutermicos) destacam-se a cristalizaccedilatildeo e a desorccedilatildeo
De acordo com o fenocircmeno ocorrido com a amostra no interior do equipamento a curva
gerada poderaacute apresentar picos endoteacutermicos ou exoteacutermicos a associaccedilatildeo dos dados com um
diagrama de fases um DRX ou outra teacutecnica poderaacute ser necessaacuterio para se extrair informaccedilotildees
consistentes A Figura 15 ilustra as possiacuteveis configuraccedilotildees encontradas em uma curva tiacutepica
de DSC
Figura 15 Representaccedilatildeo graacutefica dos padrotildees geneacutericos de picos apresentados no DSC
35
Dentre os possiacuteveis fenocircmenos apresentados por uma amostra em um DSC pode-se
obter picos exoteacutermicos ou endoteacutermicos Pode-se calcular a energia de ativaccedilatildeo (Ea) necessaacuteria
para promover a cristalizaccedilatildeo ou a nucleaccedilatildeo de uma fase Para tanto eacute necessaacuterio conhecer
valores de temperaturas de pico de cristalizaccedilatildeo (Tc) medidas para diferentes taxas de
aquecimento constantes (τ) e aplicar esses valores na equaccedilatildeo de Kissinger mostrada abaixo
[2]
119897119899 (τ
1198791198882) = minus
119864119886
119877119879119888+ 119888 (12)
onde R = 831 Jmol K eacute a constante molar dos gases e c eacute uma constante arbitraria
36
3 PROCEDIMENTOS EXPERIMENTAIS
31 Produccedilatildeo da Amostra
Para produccedilatildeo da amostra de Bi3Ni utilizou-se a formula AxBy onde x + y =100 e as
relaccedilotildees abaixo descritas as quais permitem encontrar os valores em fraccedilatildeo da massa de cada
componente
119872119879119900119905119886119897 = (119909
119909+119910) 119872119860 + (
119910
119909+119910) 119872119861
119876119860 = (119909
119909+119910)
119872119860
119872119879119874119879119860119871 e (13)
119876119861 = (119910
119909 + 119910)
119872119861
119872119879119874119879119860119871
onde MTotal = massa total a ser pesada MA = massa do elemento A (constante na Tabela
Perioacutedica) MB = massa do elemento B (constante na Tabela Perioacutedica) QA = fraccedilatildeo da massa
do elemento A a ser pesada e QB = fraccedilatildeo da massa do elemento B a ser pesada
Considerando-se as relaccedilotildees acima a amostra composta pelos elementos quiacutemicos
Niacutequel (Ni) e Bismuto (Bi) foi produzida com a massa total de 3 gramas sendo 026 gramas
de Ni (Alfa Aesar com 9995 de pureza e com tamanho de partiacutecula de minus100 mesh) e 274
gramas de Bi (Alfa Aesar com 9995 de pureza e com tamanho de partiacutecula de minus100 mesh)
Para pesagem foi utilizada a balanccedila eletrocircnica de alta precisatildeo (001mg) SHIMADZU modelo
(AUW220D)
32 Siacutentese Mecacircnica
Apoacutes a preparaccedilatildeo da amostra iniciou-se a fase da moagem mecacircnica Para tal utilizou-
se o moinho High Energy Ball Mill Emax da Retsch pertencente ao Laboratoacuterio de Siacutentese e
Caracterizaccedilatildeo de Nanomateriais (LSCN) do IFAM O moinho Emax combina vantagens de
diversos tipos de moinho tais como impacto de alta frequecircncia (moinho oscilante) atrito
37
intenso (moinho oscilante de discos) e movimentos rotativos controlados do vaso de moagem
(moinho de bolas planetaacuterio) o que proporciona um oacutetimo desempenho [55]
Na Figura 16 satildeo mostradas as imagens do moinho na imagem agrave esquerda observa-se a posiccedilatildeo
de fixaccedilatildeo dos dois jarros de moagem
Figura 16 Moinho High Energy Ball Mill Emax
Os suportes de cada vaso satildeo afixados sobre dois discos que giram no mesmo sentido
movendo assim os vasos por uma trajetoacuteria circular sem que estes modifiquem sua orientaccedilatildeo
A accedilatildeo combinada da geometria dos vasos e da mecacircnica do movimento gera um forte atrito
entre as bolas a amostra e as paredes do vaso bem como uma elevada aceleraccedilatildeo que lanccedila as
bolas com forte impacto contra a amostra junto agraves paredes do vaso Disso resulta uma melhor
mistura das partiacuteculas e uma menor granulometria final [55]
O moinho possui um sistema de resfriamento por aacutegua permitindo que a elevada
aplicaccedilatildeo de energia possa ser aproveitada com eficiecircncia no processo de moagem sem que a
amostra se superaqueccedila
A amostra foi colocada no jarro de moagem juntamente com 3 esferas de accedilo inoxidaacutevel
com massa total de 2092 g resultando numa BPR aproximada de 71 O jarro de moagem foi
levado a glove box onde foi realizado o vaacutecuo do ambiente com a posterior injeccedilatildeo de gaacutes
Argocircnio e a selagem do vaso de moagem Esse procedimento teve como objetivo evitar uma
possiacutevel oxidaccedilatildeo da amostra durante a moagem mecacircnica
38
Na Figura 17 eacute possiacutevel visualizar o jarro de moagem em dois momentos sendo o
primeiro entes do fechamento com as esferas e a amostra e posteriormente durante o processo
de fechamento dentro da glove box
Figura 17 Preparaccedilatildeo e selagem do vaso de moagem
O primeiro processo de moagem da mistura foi realizado durante uma hora Apoacutes esse
tempo o jarro foi aberto e feito uma Difraccedilatildeo de Raios X (DRX) da amostra Seguiu-se entatildeo
para selagem do vaso de moagem e preparaccedilatildeo para novo ciclo de moagem O intervalo de
moagem passou a ser de 3 horas sendo realizado em trecircs etapas de 1 hora entre cada etapa
houve um intervalo de 5 minutos para resfriamento da amostra realizadas sem abertura do jarro
de moagem
No procedimento foi utilizada a rotaccedilatildeo de 1000 rpm a temperatura do vaso variou de
27 degC agrave 39 degC no final da moagem Apoacutes as 3 horas de moagem o vaso foi aberto e realizou-se
um DRX da amostra Esse processo se repetiu por seis vezes tendo gerado intervalos de tempo
de1h 4hs 7hs 10hs 13hs 16hs e 19hs de moagem
O fim da moagem foi estabelecido com base na anaacutelise dos difratogramas da amostra e
da constataccedilatildeo de equiliacutebrio na evoluccedilatildeo ou formaccedilatildeo de novas fases
39
33 Difraccedilatildeo de Raios X
As medidas de DRX foram realizadas no Laboratoacuterio de Materiais (LabMat) da UFAM
utilizando um Difratocircmetro de Raio-X modelo Empyrean da PANalytical com radiaccedilatildeo CuKα1
de 1 5406 Aring e se dividiram em duas etapas
A primeira etapa foi realizada com os intervalos de 1h 4hs 7hs 10hs 13hs 16hs e 19
horas e teve como finalidade acompanhar a evoluccedilatildeo estrutural da amostra e confirmar a
formaccedilatildeo da fase uacutenica de Bi3Ni
A Figura 18 apresenta o porta amostra em duas etapas distintas a primeira com a
amostra sendo preparada adequadamente e na segunda pronta para a realizaccedilatildeo do DRX
Figura 18 Preparaccedilatildeo da amostra para realizaccedilatildeo de DRX
Os difratogramas experimentais gerados foram submetidos agrave identificaccedilatildeo das fases
cristalinas atraveacutes de comparaccedilotildees com padrotildees difratomeacutetricos disponibilizados no banco de
dados do Inorganic Crystal Structure Database ndash ICSD
Na Figura 19 apresenta-se o goniocircmetro difratocircmetro de raio-X modelo Empyrean da
PANalytical
40
Figura 19 Difratocircmetro de Raio-X modelo Empyrean da PANalytical
Os padrotildees usados de DRX foram os seguintes
Faixa de acircngulo 10 ndash 100deg
Velocidade de escaneamento 1deg min
Tempo aproximado de realizaccedilatildeo do difratograma 45 min
Tubo de raio-X de cobre (Cu)
Voltagem 40 kV
Corrente 30 mA
Divergecircncia de fenda 10 (deg)
Dispersatildeo de fenda 10 (deg)
A segunda etapa das medidas de DRX foi realizada com uso do forno e medidas in situ
tendo sido realizadas com a amostra moiacuteda por 19 horas nas temperaturas de 250 2500 3000 e
350 0C essas medidas tiveram a finalidade de acompanhar o comportamento estrutural em
funccedilatildeo da temperatura e estudar a estabilidade teacutermica da amostra Detalhes do forno estatildeo
ilustrados nas Figuras 20
41
Figura 20 Preparaccedilatildeo da amostra e porta amostra no forno do DRX
A primeira mediccedilatildeo foi realizada a temperatura de 25 oC seguindo-se de um
aquecimento a taxa de 10 oCmin ateacute atingir a temperatura de 250 oC apoacutes atingir a temperatura
procedeu-se uma execuccedilatildeo de uma isoteacutermica por 10 minutos antes da mediccedilatildeo in situ de DRX
O procedimento foi repetido para as temperaturas de 300 oC e 350 oC conforme pode-se
observar na rampa de aquecimento da Figura 21
Figura 21 Rampa de aquecimento para medidas in situ de DRX
34 Refinamento pelo Meacutetodo de Rietveld
Para realizaccedilatildeo dos refinamentos pelo MR desta dissertaccedilatildeo utilizou-se o programa
GSAS (General Structure Analysis System) e o EXPGUI [4748]
42
Para se descrever o formato dos picos de DRX utilizou-se a funccedilatildeo perfil pseudo-Voigt
de Thompson-Cox-Hasting modificada funccedilatildeo de perfil CW 4 no pacote GSAS que considera
o modelo anisotroacutepico de Stephens e efeitos de textura [4950]
Para o coeficiente de mistura (η) que determina as contribuiccedilotildees do alargamento
gaussiano (η = 0) e Lorentziano (η = 1) nas equaccedilotildees 5 e 6 foi utilizado neste trabalho o valor
de η = 075
Os coeficientes de alargamento instrumental V e W constantes na equaccedilatildeo 5 foram
previamente obtidos a partir do DRX de uma amostra padratildeo bem cristalizada e mantidos fixos
no refinamento dos dados experimentais
Para o caacutelculo do tamanho meacutedio de cristalito com o uso da equaccedilatildeo 7 utilizou-se o
valor de K = 091 e 120582=0154056 nm
O GSAS dispotildee de 8 tipos de funccedilotildees de background neste trabalho utilizou-se a funccedilatildeo
polinomial de Chebyshev o nuacutemero de termos variou tendo sido utilizados 20 termos na funccedilatildeo
polinomial para refinamentos com a presenccedila da fase amorfa e 6 termos apoacutes a cristalizaccedilatildeo da
fase amorfa
Para iniacutecio do refinamento no programa EXPGUI foi utilizado o diagrama de blocos da
Figura 12 e para o refinamento dos paracircmetros as correlaccedilotildees da tabela 3
35 Tratamento Teacutermico
Foi realizado um tratamento teacutermico na amostra moiacuteda por 19 horas com a finalidade
de promover o relaxamento dos defeitos e tensotildees causados durante a moagem mecacircnica e a
cristalizaccedilatildeo da fase amorfa presente A partir da temperatura ambiente 25 oC iniciou-se o
aquecimento a uma taxa de 10 oCmin A temperatura final foi de 800 oC seguindo-se do
desligamento do forno que se manteve fechado ateacute que a temperatura da amostra atingisse
25 oC Em seguida a amostra foi retirada do forno e foi realizado um DRX Utilizou-se um forno
tubular com tubo de quartzo e uma atmosfera com fluxo constante de gaacutes argocircnio ilustrado
na Figura 22
43
Figura 22 Forno utilizado para realizar o tratamento teacutermico
36 Calorimetria Diferencial de Varredura (DSC)
As medidas de DSC foram realizadas na amostra moiacuteda por 19 horas em uma ceacutelula
Netzsch modelo DSC 3500 Sirius pertencente ao Laboratoacuterio de Termo ciecircncias da UFAM
Para realizaccedilatildeo das medidas utilizou-se um fluxo de proteccedilatildeo de N2 a 50 mlmin com
temperatura inicial de 25 oC e temperatura final de 550 oC
Foram realizadas quatro medidas com as taxas de transferecircncia de calor de 25 oCmin
5 oCmin 10 oCmin e 20 oCmin Foram utilizados cadinhos (porta amostra) de alumiacutenio e a
massa meacutedia de 22 mg de amostra foi utilizada nos quatro experimentos
Na Figura 23 eacute mostrada a ceacutelula Netzsch modelo DSC 3500 Sirius onde foram
realizadas as medidas e os cadinhos sendo dois fechados e um com a amostra visiacutevel
Figura 23 Equipamento utilizado para realizar o DSC
44
4 RESULTADOS E DISCUSSOtildeES
41 Evoluccedilatildeo estrutural
A Figura 24 mostra a evoluccedilatildeo estrutural durante o processo de siacutentese conforme
descrito nos procedimentos experimentais Qualitativamente podemos ver nesta figura uma
modificaccedilatildeo gradativa dos padrotildees de difraccedilatildeo O pico mais intenso da amostra moiacuteda por 1
hora corresponde ao plano (1 0 -2) do Bi precursor
Acompanhando o comportamento deste plano em especiacutefico constata-se que entre a
primeira e a quarta hora o mesmo sofre apenas uma ligeira diminuiccedilatildeo Concomitantemente
com este decreacutescimo emergem pequenos novos picos em 2θ aproximadamente entre 28 e 35o
Com 7 horas de moagem os novos picos satildeo evidentes e foram identificados junto agrave base de
dados do ICSD como a estrutura desejada Bi3Ni grupo espacial Pnma (cartatildeo nuacutemero 391336)
Em 13 horas de moagem o pico do Bi atinge seu miacutenimo e segue estaacutevel ateacute 19 h de moagem
Dada a observaccedilatildeo da estabilizaccedilatildeo estrutural o processo foi interrompido Uma anaacutelise mais
detalhada dos difratogramas seraacute mostrada e discutida na sequecircncia
Figura 24 Padratildeo de difraccedilatildeo observado para amostra e Bi3Ni durante todo intervalo de moagem
10 20 30 40 50 60 70 80
19h
16h
1h
10h
1h
7h
4h
2(graus)
1h
13h
Inte
nsid
ade (
ua
)
45
Na Figura 25 mostramos a indexaccedilatildeo das fases na primeira hora de moagem onde foi
verificada o iniacutecio da nucleaccedilatildeo do Bi3Ni Tambeacutem eacute possiacutevel observar os picos do elemento
precursor minoritaacuterio no caso o Niacutequel (cartatildeo ICSD 64703)
Figura 25 Difratograma obtido apoacutes a primeira hora de moagem
Seguindo o processo de moagem conforme descrito nos procedimentos experimentais
a amostra foi moiacuteda por mais 3 horas totalizando 4 horas de moagem os difratogramas obtidos
satildeo apresentados nas Figuras 26 e 27 Nesta etapa jaacute natildeo eacute mais possiacutevel identificar a presenccedila
dos picos referentes ao niacutequel dessa forma somente satildeo observados os picos do bismuto e do
Bi3Ni Poreacutem como verificamos na Figura 24 a nucleaccedilatildeo da liga Bi3Ni continua ocorrendo
sistematicamente
Na Figura 26 mostramos uma comparaccedilatildeo do difratograma padratildeo de Bi3Ni (cartatildeo
nuacutemero 391336 do ICSD) com o difratograma da amostra moiacuteda por 4 horas plotados em
conjunto para destacar a nucleaccedilatildeo da fase de Bi3Ni
Na Figura 27 apresenta-se o resultado do refinamento pelo meacutetodo de Rietveld para as
4 horas de moagem Eacute possiacutevel verificar um bom acordo entre o padratildeo de DRX da amostra e
o padratildeo refinado por MR Os fatores de qualidade podem ser verificados na tabela 4 Neste
refinamento obtivemos uma fraccedilatildeo de fase equivalente a 67 de Bi e 33 de Bi3Ni
46
Figura 26 Difratograma da amostra moiacuteda durante 4 horas (curva com ruiacutedo) e o padratildeo idealizado
do Bi3Ni calculado a partir do arquivo CIF (cartatildeo ICSD no 391336)
Figura 27 Padratildeo observado no DRX (4horas) calculado e residual obtidos no refinamento pelo MR
10 20 30 40 50 60 70 80
23 24 25 26 27 28 29 30 31 32 33
Inte
nsid
ade (
ua
)
2(graus)
4 horas
CIF Bi3Ni
10 20 30 40 50 60 70 80
Experimental
Calculado
Residual
Inte
nsid
ade (
u a)
2 (graus)
4 horas
25 30 35 40 45
47
Em todas as etapas do processo de moagem foram obtidos refinamentos com iacutendices de
qualidade muito semelhantes Natildeo houve alteraccedilatildeo nos acircngulos da ceacutelula unitaacuteria do composto
de Bi3Ni que permanecerem com α= β= λ = 90o Os valores obtidos para os iacutendices de avaliaccedilatildeo
da qualidade e os paracircmetros de rede encontram-se na tabela 4
Tabela 4 Valores de Rwp e 1205362 obtidos nos refinamentos realizados durante o processo de moagem
mecacircnica para o Bi3Ni
Com os resultados obtidos nos refinamentos determinou-se as contribuiccedilotildees em
porcentagem de cada fase em funccedilatildeo do tempo de moagem Verifica-se que apoacutes a primeira
hora de moagem natildeo se identifica no difratograma a presenccedila de Ni entretanto a fase de Bi3Ni
continua nucleando indicando que ainda existe niacutequel disponiacutevel para a formaccedilatildeo desta fase
Pode-se conceber algumas hipoacuteteses para este fato A primeira refere-se agrave sensibilidade do
equipamento de DRX que natildeo identifica precisamente elementos com fraccedilatildeo de fase menor
que 10 Outa hipoacutetese provaacutevel pode ser atribuiacutea a uma adesatildeo do niacutequel nas paredes do jarro
de moagem ou nas esferas de accedilo tendo em vista sua ductilidade
Na Figura 28 foi plotado a fraccedilatildeo de cada uma das fases presentes no processo de
moagem em funccedilatildeo do tempo Fica evidente que apoacutes a primeira hora a fraccedilatildeo de fase do niacutequel
eacute zero mas continua ocorrendo a nucleaccedilatildeo do Bi3Ni que estabiliza em 13 horas
TEMPO DE MOAGEM RWP 1205362 PARAcircMETROS DE REDE DO BI3NI
a (Å) b (Å) c (Å) Volume (Å3)
4 HORAS 77 139 8890(9) 4102(1) 11502(1) 41949(6)
7 HORAS 70 137 8891(3) 4106(1) 11500(1) 41986(9)
10 HORAS 71 131 8888(1) 4104(8) 11495(1) 41939(5)
13 HORAS 65 124 8893(5) 4104(3) 11507(1) 42003(2)
16 HORAS 64 124 8888(7) 4102(9) 11499(9) 41940(1)
19 HORAS 63 123 8894(1) 4105(1) 11506(5) 42012(3)
48
Figura 28 Fraccedilatildeo das fases de Ni Bi e Bi3Ni em funccedilatildeo do tempo de moagem
Utilizando-se a equaccedilatildeo 7 com os dados obtidos no refinamento pelo MR calculou-se
o tamanho meacutedio dos cristalitos de Bi3Ni em funccedilatildeo do tempo de moagem Na Figura 29
apresenta-se em forma de um graacutefico os valores obtidos Observamos que entre a quarta e a
seacutetima hora haacute um aumento aproximado de 14 no tamanho meacutedio do cristalito pode-se
atribuir esse aumento a uma possiacutevel deformaccedilatildeo plaacutestica da amostra acarretando num
acreacutescimo da aacuterea de superfiacutecie o que aumentaria progressivamente a probabilidade de
soldagem a frio dessas partiacuteculas gerando assim um aumento do tamanho meacutedio do cristalito
Entre a seacutetima e a deacutecima hora de moagem ocorre uma reduccedilatildeo de 26 no tamanho do
cristalito maior valor percentual obtido entre intervalos de moagem Entre a deacutecima sexta e a
deacutecima nona hora haacute uma estabilizaccedilatildeo no processo de reduccedilatildeo do tamanho de cristalito
Obtivemos no final do processo uma reduccedilatildeo total de aproximadamente 59 o que representa
um tamanho meacutedio de cristalito na ordem de 2653 nm
Plota-se na Figura 29 um graacutefico com tamanho meacutedio de cristalito do composto Bi3Ni
em funccedilatildeo do tempo de moagem
0 5 10 15 20
0
20
40
60
80
100
Fra
ccedilao d
e fases (
)
Tempo de moagem ( horas)
Bi
Bi3Ni
Ni
49
Figura 29 Tamanho meacutedio de cristalito de Bi3Ni em funccedilatildeo do tempo de moagem
Natildeo houve formaccedilatildeo de novas fases ou aparentemente quaisquer outras alteraccedilotildees
significativas apoacutes a deacutecima terceira hora de moagem Os uacutenicos efeitos com a continuaccedilatildeo da
moagem foram a melhora da cristalizaccedilatildeo da fase de interesse e o aumento de intensidade do
perfil referente a fase amorfa Poreacutem o processo de moagem totalizou 19 horas a finalidade
deste intervalo apoacutes a estabilizaccedilatildeo de formaccedilatildeo da fase pretendida foi verificar a possibilidade
de oxidaccedilatildeo da amostra que ficou exposta ao ambiente durante a execuccedilatildeo do DRX
Observa-se nos difratogramas da Figura 24 a formaccedilatildeo de uma acentuada elevaccedilatildeo na
linha de base entre a faixa de 2θ que vai de aproximadamente 26deg a 36deg A forma ou perfil
dessa elevaccedilatildeo eacute um forte indicio do aparecimento de uma fase amorfa Para alcanccedilar bom
acordo nos refinamentos Rietveld foram necessaacuterios 20 termos na funccedilatildeo polinomial de
Chebyshev para descrever estas linhas de base (background)
Analisando-se portanto os difratogramas referentes agraves etapas de 10 13 16 e 19 horas
eacute possiacutevel identificar o crescimento dessa fase amorfa conforme mostramos na Figura 30
4 6 8 10 12 14 16 18 20
25
30
35
40
45
50
55
Ta
ma
nh
o m
eacuted
io d
e c
rista
lito
(n
m)
Tempo de moagem (horas)
50
Estas curvas satildeo particularmente interessantes uma vez que podemos avaliar as
distacircncias R entre os primeiros vizinhos da fase desordenada aplicando a equaccedilatildeo de Ehrenfest
que pode ser expressa como [56]
2Rsen(θ) = 123λ (14)
O maacuteximo destas curvas correspondem a 2θ ~29o o que nos leva a distacircncias aproximada
de 38 Aring Esta distacircncia natildeo fere nenhum viacutenculo de distancias entre os atamos para
Ni-Ni~248 Aring Ni-Bi~ 278 Aring Bi-Bi~308 Aring Bi-O~214 Aring
Figura 30 Comparaccedilatildeo das funccedilotildees de background para a amostra moiacuteda por 10 13 16 e 19 horas
Com objetivo de avaliar com mais detalhes a estrutura nanocristalina e amorfa
realizamos medidas de difraccedilatildeo com configuraccedilotildees que produzissem uma maior qualidade nos
dados obtidos utilizamos uma cacircmara com baixo vaacutecuo e aumentamos o tempo de aquisiccedilatildeo
dos dados
A Figura 31 mostra o padratildeo obtido para a amostra final moiacuteda por 19 horas
Destacamos a evidente fase amorfa que se forma
10 20 30 40 50 60 70 80
19 horas
16 horas
13 horas
10 horas
Inte
nsid
ade (
u a)
2 (graus)
51
Figura 31 Formaccedilatildeo da fase amorfa na amostra de Bi3Ni apoacutes 19 horas de moagem
Comparando o padratildeo de DRX obtido para amostra moiacuteda por 19 horas com o
difratograma padratildeo de Bi3Ni (cartatildeo nuacutemero 391336 do ICSD) pode-se constatar a
equivalecircncia dos picos conforme apresentada Figura 32
Com os difratogramas de maior resoluccedilatildeo verificamos a presenccedila embora em uma
pequena fraccedilatildeo de Bi (ICSD no 64703) Assim como uma ligeira sugestatildeo da existecircncia de
Bi2O3 (ICSD no 41764) vislumbra-se essa fase em virtude da possiacutevel oxidaccedilatildeo da amostra
devido as sucessivas aberturas do jarro de moagem para realizaccedilatildeo do DRX entretanto
diferentemente do que se percebe para o bismuto natildeo haacute nenhum pico referente ao oxido de
bismuto
Na posiccedilatildeo de 2θ~27o existe um pico caracteriacutestico do Bi2O3 entretanto mesmo com a
melhor resoluccedilatildeo do DRX natildeo eacute possiacutevel distinguir claramente a fase do oxido de bismuto
assim durante o processo de refinamento pelo MR natildeo foi adicionada a fase relativa ao oxido
O refinamento pelo meacutetodo de Rietveld referente a amostra moiacuteda por 19h encontra-se
na Figura 33 percebe-se a boa concordacircncia obtida para a fase de interesse Bi3Ni e a fase
20 30 40 50 60 70 80
Bi
Inte
nsid
ade (
u a)
2 (graus)
Bi
20 25 30 35 40 45
52
amorfa O asterisco indicando o pico principal do Bi salienta que essa fase por contribuir
modestamente em um difratograma tatildeo complexo natildeo eacute bem ajustada
Figura 32 Difratograma da amostra moiacuteda 19h em conjunto com os CIFs de o Bi3Ni Bi e Bi2O3
Figura 33 Difratograma da amostra moiacuteda 19h e refinada por meacutetodo de Rietveld partindo dos CIFs
do Bi3Ni Bi
20 30 40 50 60 70 80
19 horas
Bi3Ni
Bi
Bi2O
3
In
tensid
ade (
u a)
2 (graus)
25 30 35 40
20 30 40 50 60 70 80
Experimental (19h)
Calculado
Residual
Inte
nsid
ade (
u a)
2 (graus)
20 25 30 35 40 45 50
53
Os trabalhos cientiacuteficos que versam sobre a produccedilatildeo e a caracterizaccedilatildeo do composto
Bi3Ni descrevem que a siacutentese pode ser realizada por vaacuterios mecanismos normalmente as
metodologias mais usadas para obtenccedilatildeo envolvem os processos em meio quiacutemico a
eletrodeposiccedilatildeo e a solidificaccedilatildeo raacutepida Em alguns casos utilizou-se longos processos teacutermicos
que envolvem a permanecircncia da amostra num forno de resistecircncia a 1100 degC durante 3 dias
[13] ou processos de sinterizaccedilatildeo com recozimento a vaacutecuo a temperatura de 1000 degC por 24
horas [15] Relata-se tambeacutem que conforme ocorreu neste trabalho algumas amostras
apresentam pequenos traccedilos de Bi em sua composiccedilatildeo final [13]
Dessa forma o primeiro desafio desse trabalho foi produzir uma fase uacutenica de Bi3Ni por
meio da moagem mecacircnica entretanto verificou-se no resultado obtido no DRX e no
refinamento pelo MR que a fase de Bi3Ni embora apresente uma fraccedilatildeo de 999 ainda possui
leves traccedilos do pico mais intenso de bismuto (indicado por um asterisco na Figura 33) Uma
proposta futura seria portanto acrescentar uma pequena quantidade de Ni para interagir com
esse Bi remanescente
42 Medidas de DRX in situ
Com o objetivo de estudar a estabilidade teacutermica e acompanhar a evoluccedilatildeo estrutural da
amostra em funccedilatildeo da temperatura foram realizadas medidas de DRX in situ conforme
descrito nos procedimentos experimentais A Figura 34 apresenta os quatro difratogramas
obtidos
A temperatura de 25 oC observa-se uma fase uacutenica do composto Bi3Ni (com jaacute
mencionado anteriormente a amostra possui uma leve indicaccedilatildeo da presenccedila de bismuto) que
possui estrutura ortorrocircmbica e grupo espacial Pnma eacute a mesma apresentada na Figura 32
A medida que aumentamos a temperatura conforme descrito na seccedilatildeo 3 Figura 21
inicia-se uma transformaccedilatildeo do composto inicial para o crescimento da fase tetragonal de Bi2O3
(ICSD no 41764) e da fase precursora de Bi Essa alteraccedilatildeo na composiccedilatildeo da amostra ocorre
em virtude da degradaccedilatildeo da fase Bi3Ni que conforme eleva-se a temperatura tem sua fraccedilatildeo
diminuiacuteda conforme verifica-se na Figura 36 Embora as medidas in situ terem sido feitas em
baixo vaacutecuo natildeo foi impedido o crescimento do Bi2O3
54
Na Figura 34 encontram-se plotados os DRX referentes as medidas realizadas em 25o
250o 300o e 350 oC as curvas foram deslocadas verticalmente para melhor comparaccedilatildeo
Figura 34 Padratildeo observado nos DRX da amostra submetida a aquecimento
A temperatura de 250 oC temos a ocorrecircncia de trecircs fases Bi3Ni Bi2O3 e Bi
O refinamento estrutural pelo meacutetodo de Rietveld estaacute mostrado na Figura 35 Mesmo tratando-
se de uma amostra com um elevado nuacutemeros de pico aleacutem da presenccedila de uma fase amorfa o
acordo entre o experimental e o calculado eacute notaacutevel Os valores dos iacutendices de avaliaccedilatildeo da
qualidade do refinamento referentes as quatro medidas realizadas encontram-se na tabela 5
20 30 40 50 60 70 80
350 0C
300 0C
250 0C
Inte
nsid
ade (
ua
)
2 (graus)
25 0C
55
Figura 35 Padratildeo obtidos no refinamento pelo MR para amostra aquecida a 250 0C
Tabela 5 Valores de Chi2 e de Rwp obtidos nos refinamentos realizados durante o processo de
aquecimento
A temperatura de 300 oC comeccedila a formaccedilatildeo da uma nova fase cubica de grupo espacial
I23 o Bi12NiO19 em detrimento da diminuiccedilatildeo da fase de Bi3Ni Aleacutem do aumento da fraccedilatildeo
da fase de Bi2O3
Temperatura de realizaccedilatildeo da medida Rwp 1205362
25 0C 69 23
250 0C 83 18
300 0C 98 26
350 0C 99 25
10 20 30 40 50 60 70 80
Inte
nsid
ade (
ua
)
2 (graus)
Experimental
Calculado
Residual
250 0C
25 30 35 40
56
O uacuteltimo DRX foi realizado a 350 oC a principal alteraccedilatildeo dessa medida refere-se ao
fato da inexistecircncia de picos referentes agrave fase Bi3Ni A fase majoritaacuteria torna-se agora a fase
referente ao Bi e a fase Bi12NiO19 (indexado na base de dados PDF2 mas natildeo na base de dados
ICSD) permanece estaacutevel isto eacute sem alteraccedilotildees significativas em sua fraccedilatildeo O fato de estarem
presentes picos referentes ao Bi mesmo apoacutes termos ultrapassado a temperatura de fusatildeo pode
ser explicado levando-se em consideraccedilatildeo a baixa condutividade teacutermica do bismuto aliado ao
excesso de defeitos produzidos na moagem assim natildeo obteve-se a fusatildeo do elemento
Utilizamos os dados obtidos nos refinamentos para plotar o graacutefico exposto na Figura
36 onde eacute possiacutevel observar a fraccedilatildeo de cada fase em funccedilatildeo da temperatura de execuccedilatildeo do
DRX Percebe-se a raacutepida decomposiccedilatildeo da fase de Bi3Ni que entre 250 oC e 350 oC apresenta
uma reduccedilatildeo percentual de aproximadamente 88 concomitantemente ao crescimento
percentual da fase de Bi
Figura 36 Fraccedilotildees de fase em funccedilatildeo da temperatura de realizaccedilatildeo do DRX in situ
O DRX realizado na amostra a 350 oC eacute mostrado na Figura 37 em conjunto aos CIFs
das fases constituintes Para a fase Bi12NiO19 natildeo foi encontrado o CIF no banco de dados do
Inorganic Crystal Structure Database (ICSD) Para refinar utilizando o meacutetodo de Rietveld
partimos do protoacutetipo estrutural de Bi26-x Mx O40-y (M = Mg Al Co Ni) O CIF desta fase
25 75 125 175 225 275 325 375
0
20
40
60
80
100
Fra
ccedilao d
e F
ases (
)
Temperatura (0C)
Bi3Ni
Bi2O
3
Bi
Bi12
NiO19
57
resultante estaacute mostrado em vermelho na Figura 37 e uma representaccedilatildeo da ceacutelula unitaacuteria na
Figura 38 os aacutetomos de oxigecircnio estatildeo representados na cor vermelha e o niacutequel em verde
Figura 37 Padratildeo observado no DRX da amostra em 350 oC em comparaccedilatildeo com o CIF das fases
constituintes
Figura 38 Projeccedilatildeo do eixo a e em perspectiva do Bi12NiO19
10 20 30 40 50 60 70 80
Inte
nsid
ade (
ua
)
2(graus)
350 graus
Bi2O
3
Bi
Bi12
NiO19
20 25 30 35 40 45 50 55
58
O refinamento estrutural utilizando estas fases estaacute mostrado na Figura 39 e os valores
referentes aos paracircmetros de rede obtidos para o refinamento da fase Bi12NiO19 constam na
tabela 6
Figura 39 Padratildeo obtidos no refinamento pelo MR para amostra aquecida a 350 0C
Tabela 6 Paracircmetros da ceacutelula unitaacuteria da estrutura Bi12NiO19
A Figura 40 conteacutem as fotografias retiradas do forno do difratocircmetro antes e apoacutes a
realizaccedilatildeo da medida Eacute possiacutevel verificar que a amostra devido a dilataccedilatildeo volumeacutetrica e a
fusatildeo do bismuto transborda o porta amostra
Paracircmetros de Rede a = b=c=10258(8) Aring
Acircngulos α = β = γ = 900
Volume da ceacutelula 107966(2) Aring3
Grupo de simetria Cuacutebico
Grupo espacial I23
10 20 30 40 50 60 70 80
Inte
nsid
ade (
ua
)
2 (graus)
Calculado
Experimental
Residual
350 0C
20 25 30 35 40 45
59
Figura 40 Fotografia do forno do DRX antes a apoacutes a realizaccedilatildeo das medidas
43 Calorimetria Diferencial de Varredura (DSC)
Com a finalidade de estudar e melhor entender a evoluccedilatildeo estrutural da amostra
observada nas medidas in situ realizou-se medidas DSC conforme descrito nos procedimentos
experimentais a temperatura final foi de 550 oC
Na Figura 41 mostramos as medidas DSC feitas em diferentes taxas de aquecimento
realizadas na amostra moiacuteda por 19 horas Em todas as 4 medidas vemos comportamentos
exoteacutermicos e endoteacutermicos Os picos endoteacutermicos ocorreram a uma temperatura aproximada
de 270 0C temperatura essa equivalente ao ponto de fusatildeo do bismuto e foram atribuiacutedos a
fusatildeo do Bi ocorrida em duas etapas
Comparando-se os resultados obtidos nas medidas in situ onde observamos a nucleaccedilatildeo
de uma nova fase a partir da temperatura de 250 oC com os resultados obtidos no DSC podemos
concluir que o pico exoteacutermico presente no termograma corresponde agrave nucleaccedilatildeo da fase de
Bi2O3
Com a finalidade de calcular a energia de ativaccedilatildeo (Ea) necessaacuteria para promover essa
nucleaccedilatildeo aplicamos a metodologia proposta por Kissinger [2] Conforme indicado na Figura
41 as 4 medidas foram feitas com taxas de aquecimento de 25 5 10 e 20 oCmin
60
A Figura 42 mostra em detalhes a Figura 41 onde vemos os valores das temperaturas
de pico de cristalizaccedilatildeo (Tc) e as referidas taxas de aquecimento (120591) Como era esperado a
medida que a taxa de aquecimento aumenta a temperatura de pico tambem aumenta
Figura 41 Termograma DSC plotados em conjunto para os diferentes fluxos de calor
Figura 42 Espectros DSC com as temperaturas de pico e suas respectivas taxas de aquecimento
100 150 200 250 300 350 400 450 500 550
250Cmin
50Cmin
100Cmin
fluxo d
e c
alo
r (u
a)
Temperatura (0C)
200Cmin
exo
230 235 240 245 250 255 260 265 270 275 280 285
250Cmin
50Cmin
100Cmin
fluxo d
e c
alo
r (u
a )
Temperatura (0C)
242 0C
252 0C
266 0C
278 0C
200Cmin
exo
61
Com os dados fornecidos na Figura 42 pode-se calcular a energia de ativaccedilatildeo referente
a nucleaccedilatildeo da fase de Bi2O3 Plotando-se um graacutefico linear de ln(120591
1198791198882) versus
1
119879119888 onde o
coeficiente angular eacute (minus119864119886
119877) obteacutem-se a energia de ativaccedilatildeo A Figura 43 apresenta a
linearizaccedilatildeo da equaccedilatildeo 16 de onde se obteacutem a energia de ativaccedilatildeo do processo de nucleaccedilatildeo
do Bi2O3
Figura 43 Graacutefico linear do ln(120591
1198791198882) versus
1
119879119888
Logo considerando as relaccedilotildees anteriormente definidas eacute possiacutevel calcular a energia de
ativaccedilatildeo uma vez que m = (minus119864119886
119877) e R = 831 jmol K Desse modo a energia de ativaccedilatildeo
necessaacuteria para promover a nucleaccedilatildeo da fase Bi2O3 eacute de 12465 kJmol
A metodologia proposta permitiria tambeacutem calcular a energia de ativaccedilatildeo necessaacuteria
para cristalizar a fase amorfa as medidas de DSC foram planejadas ateacute a temperatura de
550 oC devido a limitaccedilotildees do equipamento poreacutem como fica evidente na Figura 41 natildeo se
observa nenhum pico exoteacutermico apoacutes os 350 oC que se possa estar associado a cristalizaccedilatildeo da
fase amorfa O pico exoteacutermico existente como jaacute mencionado ocorreu a uma temperatura que
variou de 242 0C agrave 278 0C e refere-se agrave nucleaccedilatildeo de fase
182 184 186 188 190 192 194
-115
-110
-105
-100
-95
ln (
T2 c)
1Tc (10
-3 k
-1)
62
44 Tratamento teacutermico
Apoacutes a realizaccedilatildeo das medidas de DRX in situ e das medidas de DSC a fase amorfa
ainda se encontrava presente assim foi realizado um tratamento teacutermico com a finalidade de
promover a cristalizaccedilatildeo da fase amorfa presente
O tratamento teacutermico foi realizado a uma taxa constante de 10 0Cmim ateacute a temperatura
de 800 0C com a atmosfera protegida por gaacutes argocircnio Na Figura 44 apresenta-se o difratograma
da amostra realizado apoacutes o do tratamento teacutermico vemos no detalhe que a acentuada elevaccedilatildeo
na linha de base entre a faixa de 2θ que vai de aproximadamente 26deg agrave 36deg e que corresponde
a fase amorfa desapareceu completamente
Figura 44 Difratograma da amostra apoacutes tratamento teacutermico
Para a amostra tratada termicamente foram identificadas trecircs fases similar ao observado
nas medias in situ a 350 oC foram identificadas a fase cuacutebica Bi12NiO19 a fase tetragonal de
Bi2O3 (ICSD no 41764) e a fase romboeacutedrica de Bismuto (ICSD no 64703) Na Figura 45
apresentamos o padratildeo observado plotado juntamente com o CIF das 3 fases identificadas
10 20 30 40 50 60 70 80
Inte
nsid
ad
e (
ua
)
2 (graus)
Pos Tratamento Teacutermico
20 25 30 35 40 45 50 55 60
63
Figura 45 Difratograma da amostra apoacutes tratamento teacutermico em conjunto com os CIFs de Bi Bi2O3 e
Bi12NiO19
Pode-se verificar no padratildeo do difratograma da Figura 45 que pelo formato da linha de
base obtida ocorreu a cristalizaccedilatildeo da fase amorfa e as fases identificadas correspondem aos
picos presentes no DRX da amostra
O refinamento realizado pelo MR confirmou a identificaccedilatildeo das fases contidas na
amostra no sentido da exata correspondecircncia entre os picos obtidos nos padrotildees calculados e
observados As fraccedilotildees das fases da amostra que sofreu tratamento teacutermico em comparaccedilatildeo com
as fraccedilotildees obtidas no DRX in situ estatildeo apresentados na tabela 7
Tabela 7 Fraccedilotildees das fases apoacutes tratamento teacutermico e DRX in situ a 350 oC
Fraccedilatildeo das fases Tratamento Teacutermico DRX in situ a 350 oC
Bi12NiO19 90 137
Bi2O3 89 20
Bi 11 663
10 20 30 40 50 60 70 80
Inte
nsid
ade (
ua
)
2 (graus)
Observado
Bi
Bi2O
3
Bi12
NiO19
25 30 35 40 45 50 55
64
O aumento da temperatura propicia a nucleaccedilatildeo das fases de Bi2O3 e Bi12NiO19 em
detrimento da diminuiccedilatildeo da fase Bi3Ni
O refinamento pelo meacutetodo de Rietveld para amostra que sofreu tratamento teacutermico
apresentou uma boa concordacircncia para os perfis calculado e experimental Nesse refinamento
foi utilizado o CIF modificado de Bi12NiO19 Na Figura 46 temos o padratildeo experimental e o
calculado obtidos no refinamento pelo MR
Figura 46 Padratildeo observado e experimental refinado pelo MR para amostra tratada termicamente
Compara-se na Figura 47 os difratogramas obtidos para amostra tratada termicamente e
para o DRX in situ a temperatura de 350 oC eacute possiacutevel identificar a correspondecircncia entre os
picos entretanto eacute notaacutevel a diferenccedila na linha de base do difratograma referente ao DRX in
situ contra o DRX da amostra submetida a tratamento teacutermico Pode-se concluir que para
ocorrer a cristalizaccedilatildeo da fase amorfa eacute necessaacuterio que a temperatura do tratamento teacutermico seja
superior a 550 0C
10 20 30 40 50 60 70 80
Inte
nsid
ade (
ua
)
2 (graus)
Calculado
Experimental
Residual
Pos Tratamento Teacutermico
65
Outro fenocircmeno perceptiacutevel eacute o deslocamento em 2θ da posiccedilatildeo dos picos O
difratograma da amostra que foi ao forno do DRX tem a posiccedilatildeo dos seus picos deslocados para
direita em comparaccedilatildeo ao observado no CIF do Bi12NiO19 e no DRX da amostra que passou
por tratamento teacutermico Podemos associar esse deslocamento a contraccedilatildeo do volume da ceacutelula
unitaacuteria Considerando o valor padratildeo do volume do composto Bi12NiO19 constante na tabela
5 ocorreu uma reduccedilatildeo de volume de aproximadamente 155 para amostra tratada
termicamente e uma variaccedilatildeo positiva de 005 para amostra do DRX in situ Na Figura 47
plotamos juntos os difratogramas da amostra tratada termicamente da amostra que realizou a
medida in situ a 350 0C e o CIF do Bi12NiO19
Figura 47 Difratogramas das amostras apoacutes tratamento teacutermico e DRX in situ em conjunto com o
CIF do Bi12NiO19
O tratamento teacutermico realizado produziu o resultado esperado cristalizando a fase
amorfa As fases presentes na amostra apoacutes a realizaccedilatildeo do tratamento estatildeo em conformidade
agraves encontradas nas medidas de DRX in situ
20 30 40 50 60 70 80
Bi
Inte
nsid
ade (
u a)
2 (graus)
Bi
20 25 30 35 40 45
66
5 CONCLUSAtildeO
A sintetizaccedilatildeo do composto nanoestruturado de Bi3Ni foi realizado de modo eficiente
apoacutes 13 horas de moagem mecacircnica
As medidas de difraccedilatildeo de Raio X possibilitaram acompanhar a evoluccedilatildeo estrutural e a
nucleaccedilatildeo da fase de Bi3Ni O refinamento realizado pelo Meacutetodo de Rietveld proporcionou a
quantificaccedilatildeo dos paracircmetros cristalograacuteficos tais como paracircmetros de rede volume da ceacutelula
unitaacuteria fraccedilatildeo das fases presentes e tamanho de cristalito Os fatores de qualidade e
convergecircncia alcanccedilaram valores satisfatoacuterios correspondendo a exata simulaccedilatildeo do padratildeo
observado
A anaacutelise teacutermica realizada por meio das medidas de DRX in situ permitiu o estudo da
estabilidade teacutermica e o acompanhamento da evoluccedilatildeo estrutural da amostra em funccedilatildeo da
temperatura Foi possiacutevel identificar duas novas fases presentes o Bi2O3 e Bi12NiO19 nucleadas
agraves custas da fase de Bi3Ni Na temperatura de 350 oC a amostra eacute composta das fases Bi12NiO19
Bi2O3 e Bi
As medidas de DSC realizadas ateacute a temperatura de 550 oC e com quatro diferentes
taxas de aquecimento foram utilizadas para se calcular com o uso da equaccedilatildeo de Kissinger a
energia de ativaccedilatildeo (Ea) necessaacuteria para promover a nucleaccedilatildeo do composto Bi12NiO19 que eacute de
12465 kJmol
O tratamento teacutermico no forno ateacute 800 oC promoveu o relaxamento dos defeitos e
tensotildees causadas durante a moagem mecacircnica e a cristalizaccedilatildeo da fase amorfa natildeo sendo mais
possiacutevel identificar no DRX realizado o perfil referente a essa fase Identificou-se novamente a
fase Bi12NiO19 aleacutem da ocorrecircncia das fases de Bi2O3 e Bi jaacute identificadas nas medidas de
DRX in situ confirmando a consistecircncia dos resultados obtidos por dois ensaios diferentes
Pocircde-se verificar o mesmo fenocircmeno em todos os ensaios que envolveram o
aquecimento da amostra Ao aquecer-se o Bi3Ni ocorre um processo de oxidaccedilatildeo que resulta
na formaccedilatildeo da fase de Bi2O3 e a fase de Bi12NiO19 todas associadas ao consumo de Bi da fase
Bi3Ni
Para realizaccedilatildeo de estudos futuros com o intuito de se obter a fase uacutenica de Bi3Ni
pode-se alterar ligeiramente as massas dos produtos com a adiccedilatildeo de um pouco de niacutequel
67
Pode-se melhorar o controle das condiccedilotildees de realizaccedilatildeo dos tratamentos teacutermicos com o
intuito de se evitar a oxidaccedilatildeo A realizaccedilatildeo de medidas de DSC ateacute a temperatura de 800 0C
poderaacute revelar picos exoteacutermicos e propiciar condiccedilotildees para se calcular a energia necessaacuteria
para promover a cristalizaccedilatildeo da fase amorfa
68
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25
a aacuterea dos Raios X que incidem sobre a amostra (B) O feixe difratado passa pelas fendas anti-
espalhamento de recebimento e soller incidindo no detector (C) apoacutes passar por um
monocromador [353637]
Figura 11 Representaccedilatildeo esquemaacutetica de um Difratocircmetro [35]
As fendas soller tecircm como funccedilatildeo diminuir a divergecircncia axial de um feixe de raios X
A fenda divergente eacute utilizada para limitar a divergecircncia lateral do feixe de raios X de modo
que a superfiacutecie da amostra receba o maacuteximo possiacutevel da radiaccedilatildeo e ao mesmo tempo a
irradiaccedilatildeo do porta amostra seja evitada A maacutescara tem a funccedilatildeo de limitar a aacuterea linear
iluminada sobre a amostra [3839]
O feixe difratado eacute normalmente expresso atraveacutes de picos que se destacam do
background (ou linha de base) registrados num difratograma de intensidade versus o acircngulo
2θ As intensidades obtidas em acircngulos 2θ representadas atraveacutes dos picos nos difratogramas
correspondem agrave difraccedilatildeo do feixe incidente por um determinado conjunto de planos do cristal
que possuem mesma distacircncia interplanar cada qual com iacutendices de Miller hkl (reflexotildees hkl)
A intensidade a posiccedilatildeo angular (2θ) ou distacircncia interplanar (d) e o perfil satildeo as informaccedilotildees
obtidas de cada pico Cada composto cristalino apresenta um padratildeo difratomeacutetrico
caracteriacutestico permitindo sua identificaccedilatildeo atraveacutes das posiccedilotildees angulares e intensidades
relativas dos picos difratados [3639]
Na tabela 2 apresentam-se alguns fatores instrumentais e seus efeitos sobre as posiccedilotildees
forma e larguras dos picos de difraccedilatildeo [414243]
26
Tabela 2 Relaccedilatildeo entre os fatores instrumentais e os efeitos sobre os picos de DRX
25 Meacutetodo de Rietveld
O fiacutesico holandecircs Hugo M Rietveld desenvolveu em 1969 um meacutetodo para refinar
estruturas cristalinas a partir de modelos teoacutericos e de padrotildees de raios X (DRX) ou de necircutrons
[44 45]
O modelo matemaacutetico utilizado no Meacutetodo de Rietveld (MR) refina os perfis teoacutericos
dos picos de difraccedilatildeo de forma que estes perfis se aproximem dos perfis medidos O refinamento
possibilita determinar as propriedades cristalograacuteficas do material analisado como por
exemplo orientaccedilotildees preferenciais (textura) em alguns casos o tamanho meacutedio e a
microdeformaccedilatildeo de cristalitos e as dimensotildees da cela unitaacuteria [44]
Para executar o refinamento de estruturas o MR faz comparaccedilotildees do perfil real de uma
amostra (o observado ou experimental) com espectros teoacutericos calculados a partir de misturas
hipoteacuteticas de fases (o calculado) Compara-se pontualmente os valores obtidos atraveacutes da
diferenccedila entre as intensidades
Os valores satildeo ajustados utilizando-se o meacutetodo dos miacutenimos quadrados ateacute se
conseguir a melhor concordacircncia possiacutevel do padratildeo experimental com o calculado [46]
A diferenccedila entre as intensidades isto eacute a quantidade minimizada no refinamento eacute dada
pela seguinte expressatildeo
Sy = sum 120596119894(119910119894 minus 119910119888119894)2
119894 (4)
FATOR INSTRUMENTAL EFEITO SOBRE O PICO
Alinhamento e colimaccedilatildeo do feixe Afeta na largura e simetria dos picos
Excentricidade da amostra Influecircncia a largura e posiccedilatildeo dos picos
Planaridade da superfiacutecie da
amostra Produz assimetria dos picos em baixos acircngulos
Absorccedilatildeotransparecircncia da amostra Causa deslocamento dos picos alargamento e assimetria
principalmente em amostras com coeficientes de absorccedilatildeo
Tamanho das partiacuteculas e micro
deformaccedilatildeo da rede Causa variaccedilatildeo na largura e forma dos picos
27
Onde 120596119894 representa a intensidade observada no i-eacutesimo ponto (sendo expresso por 120596119894 =
1 119910119894frasl ) e 119910119894 representa a intensidade observada e 119910119888119894 a intensidade calculada [46]
As medidas precisas de intensidades dadas em intervalos de 2θ o incremento de 2θ
constante um modelo inicial proacuteximo a estrutura real da amostra satildeo alguns requisitos que
devem ser analisados antes de se iniciar o refinamento
Deve-se ficar claro que o MR natildeo se trata de um software os programas satildeo utilizados
para realizar os caacutelculos matemaacuteticos requeridos pelo meacutetodo Existem diversos programas
computacionais que usam o MR dentre eles o pacote de programas GSAS (General Structure
Analysis System) [47] e o EXPGUI [48]
Para se descrever o formato dos picos de DRX de materiais nanoestruturados
recomenda-se utilizar a funccedilatildeo perfil pseudo-Voigt de Thompson-Cox-Hasting modificada
(funccedilatildeo de perfil CW 4 no pacote GSAS [47]) que considera o modelo anisotroacutepico de Stephens
e efeitos de textura [4950]
Nesta funccedilatildeo de perfil a largura a meia altura (FWHM) das partes gaussiana (ΓG) e
Lorentziana (ΓL) eacute expressa da seguinte forma
Γ119866 = [(119880 + (1 minus 120578)2119889ℎ1198961198974 Γ119878
2(ℎ119896119897))1199051198861198992120579 + 119881119905119886119899120579 + 119882 +119875
1198881199001199042120579]
12
(5)
e
Γ119871 = 120578119889ℎ1198961198972 Γ119878(ℎ119896119897) 119905119886119899120579 +
119883+119883119890119888119900119904120601
119888119900119904120579 (6)
Onde dhkl eacute a distacircncia entre os planos da rede e θ eacute o acircngulo de Bragg Na parte gaussiana os
paracircmetros V e W dependem dos instrumentos Os paracircmetros P e o termo X + Xecosφ
descrevem respectivamente as contribuiccedilotildees Gaussianas e Lorentzianas para o tamanho de
cristalito Os paracircmetros P e X correspondem ao tamanho de cristalito isotroacutepico enquanto Xe
expressa efeitos de tamanho de cristalito anisotroacutepicos φ eacute o acircngulo entre o vector de reflexatildeo
e o seu respectivo eixo de ampliaccedilatildeo
O paracircmetro de tensatildeo isotroacutepica U e o paracircmetro de tensatildeo anisotroacutepica ΓS (hkl)
expressam o alargamento de pico causado por deformaccedilotildees na rede cristalina ΓS (hkl) eacute uma
28
funccedilatildeo do alargamento (hkl) e depende da simetria de cristal [4950] O paracircmetro η eacute um
coeficiente de mistura que determina as contribuiccedilotildees do alargamento gaussiano (η = 0) e
Lorentziano (η = 1)
O tamanho de cristalito aparente pode ser determinado pela formula de Scherrer
Considerando o refinamento de todos esses paracircmetros para ajustar as larguras de linha e
assumindo que a contribuiccedilatildeo da distribuiccedilatildeo de tamanho de cristalitos eacute anisotroacutepica isto eacute
fazendo P = 0 na equaccedilatildeo 5 pode-se calcular o tamanho de cristalito (lang119889rang) pela seguinte foacutermula
[52]
lang119889rang =(18000119870120582)
119871119909120587 (7)
Considerando tambeacutem que as microtensotildees satildeo isotroacutepicas e fazendo ΓS (hkl) =0 na
equaccedilatildeo 6 pode-se calcular seu percentual pela foacutermula contida no Manual do GSAS [52]
assim a microdeformaccedilatildeo (ε) pode ser expressa por
120576 =120587
18000radic(81198971198992)(119866119880 minus 119866119880119900)100 (8)
Onde GUo eacute o valor previamente obtido do material padratildeo utilizado na calibraccedilatildeo do
equipamento Os valores obtidos para a amostra padratildeo satildeo considerados como iniciais para
paracircmetros ajustaacuteveis e mantidos fixos para os demais durante o ajuste de difratogramas de
amostras em estudo [53]
Durante o refinamento pelo meacutetodo de Rietveld um conjunto de paracircmetros varaacuteveis eacute
calculado e refinado em relaccedilatildeo aos dados digitalizados do difratograma abaixo apresenta-se
um breve detalhamento desses paracircmetros [414243]
29
1- Fator de escala corresponde agrave correccedilatildeo de proporcionalidade entre o padratildeo
difratomeacutetrico calculado e o observado
2- Linha de base (background) eacute corrigida a partir de dados coletados no proacuteprio
difratograma e da interpolaccedilatildeo entre estes pontos Eacute importante conhecer o
comportamento da linha de base jaacute que esta fornece informaccedilotildees a respeito da presenccedila
de fases amorfas na amostra e pode ser incluiacuteda em uma rotina de quantificaccedilatildeo das
fases envolvidas
3- Perfil de pico conjunto de funccedilotildees analiacuteticas em que se modelam efeitos relacionados
ao perfil Algumas equaccedilotildees analiacuteticas satildeo propostas para corrigir estes efeitos como
as equaccedilotildees Gaussiana Lorentziana e de assimetria
4- Paracircmetros da ceacutelula Podem ser corrigidos pela Lei de Bragg (nλ=2dsenθ) onde o
espaccedilamento d estaacute relacionado aos iacutendices de Miller e portanto aos paracircmetros de
ceacutelula (a b c α β γ) A indexaccedilatildeo dos picos eacute feita levando-se em conta os paracircmetros
da ceacutelula e a intensidade calculada o que mostra certa vantagem em relaccedilatildeo a teacutecnicas
convencionais pois todos os paracircmetros que influenciam na discrepacircncia dos valores
de d satildeo refinados conjuntamente com os das intensidades
5- Fator de estrutura os paracircmetros variaacuteveis deste fator satildeo posiccedilotildees atocircmicas fatores
de temperatura isotroacutepicos ou anisotroacutepicos e o nuacutemero de ocupaccedilatildeo
6- Deslocamento paracircmetros de correccedilatildeo dos deslocamentos devido agrave fuga do ponto focal
da oacuteptica do difratocircmetro
7- Orientaccedilatildeo preferencial correccedilatildeo de problemas gerados na preparaccedilatildeo de amostra
Trabalhos da literatura mostram que a reduccedilatildeo computacional da orientaccedilatildeo preferencial
tem eficiecircncia limitada daiacute a preocupaccedilatildeo em controlar este efeito durante a preparaccedilatildeo
da amostra
30
251 Iacutendices de avaliaccedilatildeo da qualidade do refinamento
A qualidade do refinamento deve ser verificada atraveacutes de indicadores estatiacutesticos
numeacutericos que satildeo utilizados durante o processo iterativo (caacutelculos) e apoacutes o teacutermino deste
para aferir se o refinamento estaacute se procedendo de modo satisfatoacuterio [46]
Os refinamentos realizados no software GSAS [47] devem ser acompanhados no que
diz respeito a convergecircncia ao miacutenimo global por iacutendices de confiabilidade para julgar a
qualidade dos mesmos dentre eles o Rwp (R ponderado) e o 1205362 chamado de ldquogoodnees of fit
os quais estatildeo relacionados com o perfil do difratograma [46]
O Rwp eacute expresso por
119877119908119901 = ( radicsum 120596119894(119910119894minus 119910119888119894)2
119894
sum 120596119894(119910119894)2119894
) 119909 100 (9)
O denominador do Rwp eacute a funccedilatildeo de minimizaccedilatildeo (equaccedilatildeo 4) Esse eacute o iacutendice que deve
ser analisado para verificar se o refinamento estaacute convergindo Se o valor de Rwp estaacute
diminuindo entatildeo o refinamento estaacute sendo bem-sucedido Bons refinamentos fornecem
valores de Rwp da ordem de 2 a 10 tipicamente se encontram entre 10 e 20 [46]
O Rexp eacute o valor estatisticamente esperado sendo expresso conforme [54]
119877119890119909119901 = [(119873minus119875)
sum 119908119894(119910119894(119900119887119904))sup2]
12frasl
(10)
Por sua vez o 1205362 eacute definido como
1205942 = 119877119908119901
119877119890119909119901 (11)
Trata-se de um iacutendice frequentemente utilizado estando relacionado agrave qualidade do
ajuste entre o difratograma calculado e o observado Espera-se que seu valor seja equivalente a
10 em um refinamento perfeito sendo que na praacutetica valores em torno de 50 caracterizam
refinamentos otimizados [43] O Rexp utilizado para se determinar o valor de 1205362 eacute o valor
estatisticamente esperado para o Rwp
31
252 GSAS-EXPGUI
O diagrama de blocos da Figura 12 descreve os procedimentos a serem seguidos para se
iniciar um refinamento no software EXPGUI [48]
Figura 12 Diagrama de blocos com ordem dos procedimentos para iniacutecio do refinamento no EXPGUI
Iniciar o programa
Adicionar as fases
Inserir o Difratograma Experimental
Inserir o arquivo PRM
Escolha da funccedilatildeo de background
powpref
genles
Abertura do programa com criaccedilatildeo de um novo arquivo referente ao
refinamento que seraacute iniciado
A adiccedilatildeo das fases presentes na amostra normalmente utiliza-se arquivos
com as informaccedilotildees cristalograacuteficas com a extensatildeo cif
Insere-se o arquivo contendo o difratograma experimental (com a extensatildeo
gsas)
Inserir o PRM O arquivo PRM conteacutem informaccedilotildees instrumentais do
difratocircmetro utilizado como por exemplo o nome do difratocircmetro o
comprimento de onda da radiaccedilatildeo utilizada a polarizaccedilatildeo e os paracircmetros de
perfil relacionados ao alargamento instrumental
O passo seguinte eacute a escolha da funccedilatildeo de background e o nuacutemero de termos
que se iraacute utilizar O programa dispotildee de 8 tipos de funccedilotildees background Na
sequecircncia deve-se escolher a funccedilatildeo de perfil que iraacute modelar os picos de
difraccedilatildeo O GSAS possui cinco funccedilotildees Nesse trabalho utilizou-se a funccedilatildeo
nuacutemero 4
Preparar e carregar os dados
Prepara para rodar os ciclos de refinamento
32
Concluiacutedo os processos descritos na Figura 12 inicia-se o refinamento dos paracircmetros
vale ressaltar que a utilizaccedilatildeo da funccedilatildeo perfil pseudo-Voigt de Thompson-Cox-Hasting
modificada embora seja mais interessante para refinamentos de estruturas ela pode apresentar
alguma complicaccedilatildeo devido agrave grande quantidade de paracircmetros altamente correlacionados (GU
GV GW GP LX) que tornam a convergecircncia um desafio agrave paciecircncia
Entretanto a sua aplicaccedilatildeo pode ser significativamente simplificada se um refinamento
preacutevio de uma amostra padratildeo for realizado e os paracircmetros instrumentais obtidos forem
usados como paracircmetros iniciais para o refinamento do material desejado [46]
Na Figura 13 apresenta-se um print da interface do EXPGUI Durante os procedimentos
de refinamento
Figura 13 Interface do EXPGUI para refinamento dos paracircmetros
Para refinamento dos paracircmetros o conhecimento da correlaccedilatildeo de cada fator torna mais
faacutecil o sucesso e a qualidade final do refinamento Escolhendo-se a funccedilatildeo de perfil 4 tem-se as
seguintes correlaccedilotildees mostradas na tabela 3
33
Tabela 3 Correlaccedilotildees e definiccedilotildees para as variaacuteveis envolvidas no refinamento pelo MR no EXPGUI
PARAcircMETRO CORRELACcedilAtildeO NO MODELO REFINADO
GV e GW Definem a largura da gaussiana relacionada ao alargamento instrumental
GU Define a largura da gaussiana relacionada agrave micro deformaccedilatildeo da rede
GP Define a largura da gaussiana relacionada ao tamanho de cristalito
LX Define a largura da lorentziana relacionada ao tamanho de cristalito
PTEC Avalia a anisotropia do tamanho de cristalito relacionada ao alargamento de
Lorentz
SHKL Define a micro deformaccedilatildeo da rede relacionada ao alargamento de Lorentz Seu
nuacutemero de termos depende da simetria de Laue
TRNS Descreve a profundidade de penetraccedilatildeo dos raios X em uma amostra
SHFT Determina o deslocamento em 2θ devido agrave posiccedilatildeo da amostra no porta amostra
SFEC Avalia a anisotropia quando haacute falhas de empilhamento da rede
ETA Eacute o termo de mistura entre as contribuiccedilotildees de Gauss e de Lorentz
SL e HL Satildeo termos de assimetria relacionados agrave divergecircncia axial
25 Calorimetria Diferencial de Varredura
A calorimetria diferencial de varredura (Differential Scanning Calorimetry- DSC) eacute um
meacutetodo de medida bem estabelecido e usado numa ampla escala em diferentes aacutereas de
pesquisa Com as medidas de DSC eacute possiacutevel investigar a evoluccedilatildeo teacutermica dos materiais e
tambeacutem avaliar grandezas como pureza capacidade teacutermica calor de transiccedilatildeo transiccedilotildees
viacutetreas relaxaccedilatildeo teacutermica [2]
O sistema DSC consiste na detecccedilatildeo de um sinal eleacutetrico gerado pela diferenccedila de
temperatura entre o material de referecircncia cujo comportamento com a temperatura eacute conhecido
e o material que estaacute sendo investigado (amostra) O DSC eacute um meacutetodo calorimeacutetrico no qual
satildeo medidas diferenccedilas de energia A Figura 14 ilustra a configuraccedilatildeo de um DSC
34
Figura 14 Ilustraccedilatildeo da configuraccedilatildeo de um DSC
As curvas construiacutedas com os dados DSC permitem identificar substacircncias construir
diagramas de fase aleacutem de determinar a fraccedilatildeo de cristalinidade dos materiais A amostra natildeo
inerte pode sofrer periodicamente fenocircmenos de absorccedilatildeo ou geraccedilatildeo de calor em funccedilatildeo do
tempo temperatura e posiccedilatildeo do meio Entre os processos de absorccedilatildeo de calor (endoteacutermicos)
pode-se destacar a fusatildeo a sublimaccedilatildeo a adsorccedilatildeo e entre os processos de geraccedilatildeo de calor
(exoteacutermicos) destacam-se a cristalizaccedilatildeo e a desorccedilatildeo
De acordo com o fenocircmeno ocorrido com a amostra no interior do equipamento a curva
gerada poderaacute apresentar picos endoteacutermicos ou exoteacutermicos a associaccedilatildeo dos dados com um
diagrama de fases um DRX ou outra teacutecnica poderaacute ser necessaacuterio para se extrair informaccedilotildees
consistentes A Figura 15 ilustra as possiacuteveis configuraccedilotildees encontradas em uma curva tiacutepica
de DSC
Figura 15 Representaccedilatildeo graacutefica dos padrotildees geneacutericos de picos apresentados no DSC
35
Dentre os possiacuteveis fenocircmenos apresentados por uma amostra em um DSC pode-se
obter picos exoteacutermicos ou endoteacutermicos Pode-se calcular a energia de ativaccedilatildeo (Ea) necessaacuteria
para promover a cristalizaccedilatildeo ou a nucleaccedilatildeo de uma fase Para tanto eacute necessaacuterio conhecer
valores de temperaturas de pico de cristalizaccedilatildeo (Tc) medidas para diferentes taxas de
aquecimento constantes (τ) e aplicar esses valores na equaccedilatildeo de Kissinger mostrada abaixo
[2]
119897119899 (τ
1198791198882) = minus
119864119886
119877119879119888+ 119888 (12)
onde R = 831 Jmol K eacute a constante molar dos gases e c eacute uma constante arbitraria
36
3 PROCEDIMENTOS EXPERIMENTAIS
31 Produccedilatildeo da Amostra
Para produccedilatildeo da amostra de Bi3Ni utilizou-se a formula AxBy onde x + y =100 e as
relaccedilotildees abaixo descritas as quais permitem encontrar os valores em fraccedilatildeo da massa de cada
componente
119872119879119900119905119886119897 = (119909
119909+119910) 119872119860 + (
119910
119909+119910) 119872119861
119876119860 = (119909
119909+119910)
119872119860
119872119879119874119879119860119871 e (13)
119876119861 = (119910
119909 + 119910)
119872119861
119872119879119874119879119860119871
onde MTotal = massa total a ser pesada MA = massa do elemento A (constante na Tabela
Perioacutedica) MB = massa do elemento B (constante na Tabela Perioacutedica) QA = fraccedilatildeo da massa
do elemento A a ser pesada e QB = fraccedilatildeo da massa do elemento B a ser pesada
Considerando-se as relaccedilotildees acima a amostra composta pelos elementos quiacutemicos
Niacutequel (Ni) e Bismuto (Bi) foi produzida com a massa total de 3 gramas sendo 026 gramas
de Ni (Alfa Aesar com 9995 de pureza e com tamanho de partiacutecula de minus100 mesh) e 274
gramas de Bi (Alfa Aesar com 9995 de pureza e com tamanho de partiacutecula de minus100 mesh)
Para pesagem foi utilizada a balanccedila eletrocircnica de alta precisatildeo (001mg) SHIMADZU modelo
(AUW220D)
32 Siacutentese Mecacircnica
Apoacutes a preparaccedilatildeo da amostra iniciou-se a fase da moagem mecacircnica Para tal utilizou-
se o moinho High Energy Ball Mill Emax da Retsch pertencente ao Laboratoacuterio de Siacutentese e
Caracterizaccedilatildeo de Nanomateriais (LSCN) do IFAM O moinho Emax combina vantagens de
diversos tipos de moinho tais como impacto de alta frequecircncia (moinho oscilante) atrito
37
intenso (moinho oscilante de discos) e movimentos rotativos controlados do vaso de moagem
(moinho de bolas planetaacuterio) o que proporciona um oacutetimo desempenho [55]
Na Figura 16 satildeo mostradas as imagens do moinho na imagem agrave esquerda observa-se a posiccedilatildeo
de fixaccedilatildeo dos dois jarros de moagem
Figura 16 Moinho High Energy Ball Mill Emax
Os suportes de cada vaso satildeo afixados sobre dois discos que giram no mesmo sentido
movendo assim os vasos por uma trajetoacuteria circular sem que estes modifiquem sua orientaccedilatildeo
A accedilatildeo combinada da geometria dos vasos e da mecacircnica do movimento gera um forte atrito
entre as bolas a amostra e as paredes do vaso bem como uma elevada aceleraccedilatildeo que lanccedila as
bolas com forte impacto contra a amostra junto agraves paredes do vaso Disso resulta uma melhor
mistura das partiacuteculas e uma menor granulometria final [55]
O moinho possui um sistema de resfriamento por aacutegua permitindo que a elevada
aplicaccedilatildeo de energia possa ser aproveitada com eficiecircncia no processo de moagem sem que a
amostra se superaqueccedila
A amostra foi colocada no jarro de moagem juntamente com 3 esferas de accedilo inoxidaacutevel
com massa total de 2092 g resultando numa BPR aproximada de 71 O jarro de moagem foi
levado a glove box onde foi realizado o vaacutecuo do ambiente com a posterior injeccedilatildeo de gaacutes
Argocircnio e a selagem do vaso de moagem Esse procedimento teve como objetivo evitar uma
possiacutevel oxidaccedilatildeo da amostra durante a moagem mecacircnica
38
Na Figura 17 eacute possiacutevel visualizar o jarro de moagem em dois momentos sendo o
primeiro entes do fechamento com as esferas e a amostra e posteriormente durante o processo
de fechamento dentro da glove box
Figura 17 Preparaccedilatildeo e selagem do vaso de moagem
O primeiro processo de moagem da mistura foi realizado durante uma hora Apoacutes esse
tempo o jarro foi aberto e feito uma Difraccedilatildeo de Raios X (DRX) da amostra Seguiu-se entatildeo
para selagem do vaso de moagem e preparaccedilatildeo para novo ciclo de moagem O intervalo de
moagem passou a ser de 3 horas sendo realizado em trecircs etapas de 1 hora entre cada etapa
houve um intervalo de 5 minutos para resfriamento da amostra realizadas sem abertura do jarro
de moagem
No procedimento foi utilizada a rotaccedilatildeo de 1000 rpm a temperatura do vaso variou de
27 degC agrave 39 degC no final da moagem Apoacutes as 3 horas de moagem o vaso foi aberto e realizou-se
um DRX da amostra Esse processo se repetiu por seis vezes tendo gerado intervalos de tempo
de1h 4hs 7hs 10hs 13hs 16hs e 19hs de moagem
O fim da moagem foi estabelecido com base na anaacutelise dos difratogramas da amostra e
da constataccedilatildeo de equiliacutebrio na evoluccedilatildeo ou formaccedilatildeo de novas fases
39
33 Difraccedilatildeo de Raios X
As medidas de DRX foram realizadas no Laboratoacuterio de Materiais (LabMat) da UFAM
utilizando um Difratocircmetro de Raio-X modelo Empyrean da PANalytical com radiaccedilatildeo CuKα1
de 1 5406 Aring e se dividiram em duas etapas
A primeira etapa foi realizada com os intervalos de 1h 4hs 7hs 10hs 13hs 16hs e 19
horas e teve como finalidade acompanhar a evoluccedilatildeo estrutural da amostra e confirmar a
formaccedilatildeo da fase uacutenica de Bi3Ni
A Figura 18 apresenta o porta amostra em duas etapas distintas a primeira com a
amostra sendo preparada adequadamente e na segunda pronta para a realizaccedilatildeo do DRX
Figura 18 Preparaccedilatildeo da amostra para realizaccedilatildeo de DRX
Os difratogramas experimentais gerados foram submetidos agrave identificaccedilatildeo das fases
cristalinas atraveacutes de comparaccedilotildees com padrotildees difratomeacutetricos disponibilizados no banco de
dados do Inorganic Crystal Structure Database ndash ICSD
Na Figura 19 apresenta-se o goniocircmetro difratocircmetro de raio-X modelo Empyrean da
PANalytical
40
Figura 19 Difratocircmetro de Raio-X modelo Empyrean da PANalytical
Os padrotildees usados de DRX foram os seguintes
Faixa de acircngulo 10 ndash 100deg
Velocidade de escaneamento 1deg min
Tempo aproximado de realizaccedilatildeo do difratograma 45 min
Tubo de raio-X de cobre (Cu)
Voltagem 40 kV
Corrente 30 mA
Divergecircncia de fenda 10 (deg)
Dispersatildeo de fenda 10 (deg)
A segunda etapa das medidas de DRX foi realizada com uso do forno e medidas in situ
tendo sido realizadas com a amostra moiacuteda por 19 horas nas temperaturas de 250 2500 3000 e
350 0C essas medidas tiveram a finalidade de acompanhar o comportamento estrutural em
funccedilatildeo da temperatura e estudar a estabilidade teacutermica da amostra Detalhes do forno estatildeo
ilustrados nas Figuras 20
41
Figura 20 Preparaccedilatildeo da amostra e porta amostra no forno do DRX
A primeira mediccedilatildeo foi realizada a temperatura de 25 oC seguindo-se de um
aquecimento a taxa de 10 oCmin ateacute atingir a temperatura de 250 oC apoacutes atingir a temperatura
procedeu-se uma execuccedilatildeo de uma isoteacutermica por 10 minutos antes da mediccedilatildeo in situ de DRX
O procedimento foi repetido para as temperaturas de 300 oC e 350 oC conforme pode-se
observar na rampa de aquecimento da Figura 21
Figura 21 Rampa de aquecimento para medidas in situ de DRX
34 Refinamento pelo Meacutetodo de Rietveld
Para realizaccedilatildeo dos refinamentos pelo MR desta dissertaccedilatildeo utilizou-se o programa
GSAS (General Structure Analysis System) e o EXPGUI [4748]
42
Para se descrever o formato dos picos de DRX utilizou-se a funccedilatildeo perfil pseudo-Voigt
de Thompson-Cox-Hasting modificada funccedilatildeo de perfil CW 4 no pacote GSAS que considera
o modelo anisotroacutepico de Stephens e efeitos de textura [4950]
Para o coeficiente de mistura (η) que determina as contribuiccedilotildees do alargamento
gaussiano (η = 0) e Lorentziano (η = 1) nas equaccedilotildees 5 e 6 foi utilizado neste trabalho o valor
de η = 075
Os coeficientes de alargamento instrumental V e W constantes na equaccedilatildeo 5 foram
previamente obtidos a partir do DRX de uma amostra padratildeo bem cristalizada e mantidos fixos
no refinamento dos dados experimentais
Para o caacutelculo do tamanho meacutedio de cristalito com o uso da equaccedilatildeo 7 utilizou-se o
valor de K = 091 e 120582=0154056 nm
O GSAS dispotildee de 8 tipos de funccedilotildees de background neste trabalho utilizou-se a funccedilatildeo
polinomial de Chebyshev o nuacutemero de termos variou tendo sido utilizados 20 termos na funccedilatildeo
polinomial para refinamentos com a presenccedila da fase amorfa e 6 termos apoacutes a cristalizaccedilatildeo da
fase amorfa
Para iniacutecio do refinamento no programa EXPGUI foi utilizado o diagrama de blocos da
Figura 12 e para o refinamento dos paracircmetros as correlaccedilotildees da tabela 3
35 Tratamento Teacutermico
Foi realizado um tratamento teacutermico na amostra moiacuteda por 19 horas com a finalidade
de promover o relaxamento dos defeitos e tensotildees causados durante a moagem mecacircnica e a
cristalizaccedilatildeo da fase amorfa presente A partir da temperatura ambiente 25 oC iniciou-se o
aquecimento a uma taxa de 10 oCmin A temperatura final foi de 800 oC seguindo-se do
desligamento do forno que se manteve fechado ateacute que a temperatura da amostra atingisse
25 oC Em seguida a amostra foi retirada do forno e foi realizado um DRX Utilizou-se um forno
tubular com tubo de quartzo e uma atmosfera com fluxo constante de gaacutes argocircnio ilustrado
na Figura 22
43
Figura 22 Forno utilizado para realizar o tratamento teacutermico
36 Calorimetria Diferencial de Varredura (DSC)
As medidas de DSC foram realizadas na amostra moiacuteda por 19 horas em uma ceacutelula
Netzsch modelo DSC 3500 Sirius pertencente ao Laboratoacuterio de Termo ciecircncias da UFAM
Para realizaccedilatildeo das medidas utilizou-se um fluxo de proteccedilatildeo de N2 a 50 mlmin com
temperatura inicial de 25 oC e temperatura final de 550 oC
Foram realizadas quatro medidas com as taxas de transferecircncia de calor de 25 oCmin
5 oCmin 10 oCmin e 20 oCmin Foram utilizados cadinhos (porta amostra) de alumiacutenio e a
massa meacutedia de 22 mg de amostra foi utilizada nos quatro experimentos
Na Figura 23 eacute mostrada a ceacutelula Netzsch modelo DSC 3500 Sirius onde foram
realizadas as medidas e os cadinhos sendo dois fechados e um com a amostra visiacutevel
Figura 23 Equipamento utilizado para realizar o DSC
44
4 RESULTADOS E DISCUSSOtildeES
41 Evoluccedilatildeo estrutural
A Figura 24 mostra a evoluccedilatildeo estrutural durante o processo de siacutentese conforme
descrito nos procedimentos experimentais Qualitativamente podemos ver nesta figura uma
modificaccedilatildeo gradativa dos padrotildees de difraccedilatildeo O pico mais intenso da amostra moiacuteda por 1
hora corresponde ao plano (1 0 -2) do Bi precursor
Acompanhando o comportamento deste plano em especiacutefico constata-se que entre a
primeira e a quarta hora o mesmo sofre apenas uma ligeira diminuiccedilatildeo Concomitantemente
com este decreacutescimo emergem pequenos novos picos em 2θ aproximadamente entre 28 e 35o
Com 7 horas de moagem os novos picos satildeo evidentes e foram identificados junto agrave base de
dados do ICSD como a estrutura desejada Bi3Ni grupo espacial Pnma (cartatildeo nuacutemero 391336)
Em 13 horas de moagem o pico do Bi atinge seu miacutenimo e segue estaacutevel ateacute 19 h de moagem
Dada a observaccedilatildeo da estabilizaccedilatildeo estrutural o processo foi interrompido Uma anaacutelise mais
detalhada dos difratogramas seraacute mostrada e discutida na sequecircncia
Figura 24 Padratildeo de difraccedilatildeo observado para amostra e Bi3Ni durante todo intervalo de moagem
10 20 30 40 50 60 70 80
19h
16h
1h
10h
1h
7h
4h
2(graus)
1h
13h
Inte
nsid
ade (
ua
)
45
Na Figura 25 mostramos a indexaccedilatildeo das fases na primeira hora de moagem onde foi
verificada o iniacutecio da nucleaccedilatildeo do Bi3Ni Tambeacutem eacute possiacutevel observar os picos do elemento
precursor minoritaacuterio no caso o Niacutequel (cartatildeo ICSD 64703)
Figura 25 Difratograma obtido apoacutes a primeira hora de moagem
Seguindo o processo de moagem conforme descrito nos procedimentos experimentais
a amostra foi moiacuteda por mais 3 horas totalizando 4 horas de moagem os difratogramas obtidos
satildeo apresentados nas Figuras 26 e 27 Nesta etapa jaacute natildeo eacute mais possiacutevel identificar a presenccedila
dos picos referentes ao niacutequel dessa forma somente satildeo observados os picos do bismuto e do
Bi3Ni Poreacutem como verificamos na Figura 24 a nucleaccedilatildeo da liga Bi3Ni continua ocorrendo
sistematicamente
Na Figura 26 mostramos uma comparaccedilatildeo do difratograma padratildeo de Bi3Ni (cartatildeo
nuacutemero 391336 do ICSD) com o difratograma da amostra moiacuteda por 4 horas plotados em
conjunto para destacar a nucleaccedilatildeo da fase de Bi3Ni
Na Figura 27 apresenta-se o resultado do refinamento pelo meacutetodo de Rietveld para as
4 horas de moagem Eacute possiacutevel verificar um bom acordo entre o padratildeo de DRX da amostra e
o padratildeo refinado por MR Os fatores de qualidade podem ser verificados na tabela 4 Neste
refinamento obtivemos uma fraccedilatildeo de fase equivalente a 67 de Bi e 33 de Bi3Ni
46
Figura 26 Difratograma da amostra moiacuteda durante 4 horas (curva com ruiacutedo) e o padratildeo idealizado
do Bi3Ni calculado a partir do arquivo CIF (cartatildeo ICSD no 391336)
Figura 27 Padratildeo observado no DRX (4horas) calculado e residual obtidos no refinamento pelo MR
10 20 30 40 50 60 70 80
23 24 25 26 27 28 29 30 31 32 33
Inte
nsid
ade (
ua
)
2(graus)
4 horas
CIF Bi3Ni
10 20 30 40 50 60 70 80
Experimental
Calculado
Residual
Inte
nsid
ade (
u a)
2 (graus)
4 horas
25 30 35 40 45
47
Em todas as etapas do processo de moagem foram obtidos refinamentos com iacutendices de
qualidade muito semelhantes Natildeo houve alteraccedilatildeo nos acircngulos da ceacutelula unitaacuteria do composto
de Bi3Ni que permanecerem com α= β= λ = 90o Os valores obtidos para os iacutendices de avaliaccedilatildeo
da qualidade e os paracircmetros de rede encontram-se na tabela 4
Tabela 4 Valores de Rwp e 1205362 obtidos nos refinamentos realizados durante o processo de moagem
mecacircnica para o Bi3Ni
Com os resultados obtidos nos refinamentos determinou-se as contribuiccedilotildees em
porcentagem de cada fase em funccedilatildeo do tempo de moagem Verifica-se que apoacutes a primeira
hora de moagem natildeo se identifica no difratograma a presenccedila de Ni entretanto a fase de Bi3Ni
continua nucleando indicando que ainda existe niacutequel disponiacutevel para a formaccedilatildeo desta fase
Pode-se conceber algumas hipoacuteteses para este fato A primeira refere-se agrave sensibilidade do
equipamento de DRX que natildeo identifica precisamente elementos com fraccedilatildeo de fase menor
que 10 Outa hipoacutetese provaacutevel pode ser atribuiacutea a uma adesatildeo do niacutequel nas paredes do jarro
de moagem ou nas esferas de accedilo tendo em vista sua ductilidade
Na Figura 28 foi plotado a fraccedilatildeo de cada uma das fases presentes no processo de
moagem em funccedilatildeo do tempo Fica evidente que apoacutes a primeira hora a fraccedilatildeo de fase do niacutequel
eacute zero mas continua ocorrendo a nucleaccedilatildeo do Bi3Ni que estabiliza em 13 horas
TEMPO DE MOAGEM RWP 1205362 PARAcircMETROS DE REDE DO BI3NI
a (Å) b (Å) c (Å) Volume (Å3)
4 HORAS 77 139 8890(9) 4102(1) 11502(1) 41949(6)
7 HORAS 70 137 8891(3) 4106(1) 11500(1) 41986(9)
10 HORAS 71 131 8888(1) 4104(8) 11495(1) 41939(5)
13 HORAS 65 124 8893(5) 4104(3) 11507(1) 42003(2)
16 HORAS 64 124 8888(7) 4102(9) 11499(9) 41940(1)
19 HORAS 63 123 8894(1) 4105(1) 11506(5) 42012(3)
48
Figura 28 Fraccedilatildeo das fases de Ni Bi e Bi3Ni em funccedilatildeo do tempo de moagem
Utilizando-se a equaccedilatildeo 7 com os dados obtidos no refinamento pelo MR calculou-se
o tamanho meacutedio dos cristalitos de Bi3Ni em funccedilatildeo do tempo de moagem Na Figura 29
apresenta-se em forma de um graacutefico os valores obtidos Observamos que entre a quarta e a
seacutetima hora haacute um aumento aproximado de 14 no tamanho meacutedio do cristalito pode-se
atribuir esse aumento a uma possiacutevel deformaccedilatildeo plaacutestica da amostra acarretando num
acreacutescimo da aacuterea de superfiacutecie o que aumentaria progressivamente a probabilidade de
soldagem a frio dessas partiacuteculas gerando assim um aumento do tamanho meacutedio do cristalito
Entre a seacutetima e a deacutecima hora de moagem ocorre uma reduccedilatildeo de 26 no tamanho do
cristalito maior valor percentual obtido entre intervalos de moagem Entre a deacutecima sexta e a
deacutecima nona hora haacute uma estabilizaccedilatildeo no processo de reduccedilatildeo do tamanho de cristalito
Obtivemos no final do processo uma reduccedilatildeo total de aproximadamente 59 o que representa
um tamanho meacutedio de cristalito na ordem de 2653 nm
Plota-se na Figura 29 um graacutefico com tamanho meacutedio de cristalito do composto Bi3Ni
em funccedilatildeo do tempo de moagem
0 5 10 15 20
0
20
40
60
80
100
Fra
ccedilao d
e fases (
)
Tempo de moagem ( horas)
Bi
Bi3Ni
Ni
49
Figura 29 Tamanho meacutedio de cristalito de Bi3Ni em funccedilatildeo do tempo de moagem
Natildeo houve formaccedilatildeo de novas fases ou aparentemente quaisquer outras alteraccedilotildees
significativas apoacutes a deacutecima terceira hora de moagem Os uacutenicos efeitos com a continuaccedilatildeo da
moagem foram a melhora da cristalizaccedilatildeo da fase de interesse e o aumento de intensidade do
perfil referente a fase amorfa Poreacutem o processo de moagem totalizou 19 horas a finalidade
deste intervalo apoacutes a estabilizaccedilatildeo de formaccedilatildeo da fase pretendida foi verificar a possibilidade
de oxidaccedilatildeo da amostra que ficou exposta ao ambiente durante a execuccedilatildeo do DRX
Observa-se nos difratogramas da Figura 24 a formaccedilatildeo de uma acentuada elevaccedilatildeo na
linha de base entre a faixa de 2θ que vai de aproximadamente 26deg a 36deg A forma ou perfil
dessa elevaccedilatildeo eacute um forte indicio do aparecimento de uma fase amorfa Para alcanccedilar bom
acordo nos refinamentos Rietveld foram necessaacuterios 20 termos na funccedilatildeo polinomial de
Chebyshev para descrever estas linhas de base (background)
Analisando-se portanto os difratogramas referentes agraves etapas de 10 13 16 e 19 horas
eacute possiacutevel identificar o crescimento dessa fase amorfa conforme mostramos na Figura 30
4 6 8 10 12 14 16 18 20
25
30
35
40
45
50
55
Ta
ma
nh
o m
eacuted
io d
e c
rista
lito
(n
m)
Tempo de moagem (horas)
50
Estas curvas satildeo particularmente interessantes uma vez que podemos avaliar as
distacircncias R entre os primeiros vizinhos da fase desordenada aplicando a equaccedilatildeo de Ehrenfest
que pode ser expressa como [56]
2Rsen(θ) = 123λ (14)
O maacuteximo destas curvas correspondem a 2θ ~29o o que nos leva a distacircncias aproximada
de 38 Aring Esta distacircncia natildeo fere nenhum viacutenculo de distancias entre os atamos para
Ni-Ni~248 Aring Ni-Bi~ 278 Aring Bi-Bi~308 Aring Bi-O~214 Aring
Figura 30 Comparaccedilatildeo das funccedilotildees de background para a amostra moiacuteda por 10 13 16 e 19 horas
Com objetivo de avaliar com mais detalhes a estrutura nanocristalina e amorfa
realizamos medidas de difraccedilatildeo com configuraccedilotildees que produzissem uma maior qualidade nos
dados obtidos utilizamos uma cacircmara com baixo vaacutecuo e aumentamos o tempo de aquisiccedilatildeo
dos dados
A Figura 31 mostra o padratildeo obtido para a amostra final moiacuteda por 19 horas
Destacamos a evidente fase amorfa que se forma
10 20 30 40 50 60 70 80
19 horas
16 horas
13 horas
10 horas
Inte
nsid
ade (
u a)
2 (graus)
51
Figura 31 Formaccedilatildeo da fase amorfa na amostra de Bi3Ni apoacutes 19 horas de moagem
Comparando o padratildeo de DRX obtido para amostra moiacuteda por 19 horas com o
difratograma padratildeo de Bi3Ni (cartatildeo nuacutemero 391336 do ICSD) pode-se constatar a
equivalecircncia dos picos conforme apresentada Figura 32
Com os difratogramas de maior resoluccedilatildeo verificamos a presenccedila embora em uma
pequena fraccedilatildeo de Bi (ICSD no 64703) Assim como uma ligeira sugestatildeo da existecircncia de
Bi2O3 (ICSD no 41764) vislumbra-se essa fase em virtude da possiacutevel oxidaccedilatildeo da amostra
devido as sucessivas aberturas do jarro de moagem para realizaccedilatildeo do DRX entretanto
diferentemente do que se percebe para o bismuto natildeo haacute nenhum pico referente ao oxido de
bismuto
Na posiccedilatildeo de 2θ~27o existe um pico caracteriacutestico do Bi2O3 entretanto mesmo com a
melhor resoluccedilatildeo do DRX natildeo eacute possiacutevel distinguir claramente a fase do oxido de bismuto
assim durante o processo de refinamento pelo MR natildeo foi adicionada a fase relativa ao oxido
O refinamento pelo meacutetodo de Rietveld referente a amostra moiacuteda por 19h encontra-se
na Figura 33 percebe-se a boa concordacircncia obtida para a fase de interesse Bi3Ni e a fase
20 30 40 50 60 70 80
Bi
Inte
nsid
ade (
u a)
2 (graus)
Bi
20 25 30 35 40 45
52
amorfa O asterisco indicando o pico principal do Bi salienta que essa fase por contribuir
modestamente em um difratograma tatildeo complexo natildeo eacute bem ajustada
Figura 32 Difratograma da amostra moiacuteda 19h em conjunto com os CIFs de o Bi3Ni Bi e Bi2O3
Figura 33 Difratograma da amostra moiacuteda 19h e refinada por meacutetodo de Rietveld partindo dos CIFs
do Bi3Ni Bi
20 30 40 50 60 70 80
19 horas
Bi3Ni
Bi
Bi2O
3
In
tensid
ade (
u a)
2 (graus)
25 30 35 40
20 30 40 50 60 70 80
Experimental (19h)
Calculado
Residual
Inte
nsid
ade (
u a)
2 (graus)
20 25 30 35 40 45 50
53
Os trabalhos cientiacuteficos que versam sobre a produccedilatildeo e a caracterizaccedilatildeo do composto
Bi3Ni descrevem que a siacutentese pode ser realizada por vaacuterios mecanismos normalmente as
metodologias mais usadas para obtenccedilatildeo envolvem os processos em meio quiacutemico a
eletrodeposiccedilatildeo e a solidificaccedilatildeo raacutepida Em alguns casos utilizou-se longos processos teacutermicos
que envolvem a permanecircncia da amostra num forno de resistecircncia a 1100 degC durante 3 dias
[13] ou processos de sinterizaccedilatildeo com recozimento a vaacutecuo a temperatura de 1000 degC por 24
horas [15] Relata-se tambeacutem que conforme ocorreu neste trabalho algumas amostras
apresentam pequenos traccedilos de Bi em sua composiccedilatildeo final [13]
Dessa forma o primeiro desafio desse trabalho foi produzir uma fase uacutenica de Bi3Ni por
meio da moagem mecacircnica entretanto verificou-se no resultado obtido no DRX e no
refinamento pelo MR que a fase de Bi3Ni embora apresente uma fraccedilatildeo de 999 ainda possui
leves traccedilos do pico mais intenso de bismuto (indicado por um asterisco na Figura 33) Uma
proposta futura seria portanto acrescentar uma pequena quantidade de Ni para interagir com
esse Bi remanescente
42 Medidas de DRX in situ
Com o objetivo de estudar a estabilidade teacutermica e acompanhar a evoluccedilatildeo estrutural da
amostra em funccedilatildeo da temperatura foram realizadas medidas de DRX in situ conforme
descrito nos procedimentos experimentais A Figura 34 apresenta os quatro difratogramas
obtidos
A temperatura de 25 oC observa-se uma fase uacutenica do composto Bi3Ni (com jaacute
mencionado anteriormente a amostra possui uma leve indicaccedilatildeo da presenccedila de bismuto) que
possui estrutura ortorrocircmbica e grupo espacial Pnma eacute a mesma apresentada na Figura 32
A medida que aumentamos a temperatura conforme descrito na seccedilatildeo 3 Figura 21
inicia-se uma transformaccedilatildeo do composto inicial para o crescimento da fase tetragonal de Bi2O3
(ICSD no 41764) e da fase precursora de Bi Essa alteraccedilatildeo na composiccedilatildeo da amostra ocorre
em virtude da degradaccedilatildeo da fase Bi3Ni que conforme eleva-se a temperatura tem sua fraccedilatildeo
diminuiacuteda conforme verifica-se na Figura 36 Embora as medidas in situ terem sido feitas em
baixo vaacutecuo natildeo foi impedido o crescimento do Bi2O3
54
Na Figura 34 encontram-se plotados os DRX referentes as medidas realizadas em 25o
250o 300o e 350 oC as curvas foram deslocadas verticalmente para melhor comparaccedilatildeo
Figura 34 Padratildeo observado nos DRX da amostra submetida a aquecimento
A temperatura de 250 oC temos a ocorrecircncia de trecircs fases Bi3Ni Bi2O3 e Bi
O refinamento estrutural pelo meacutetodo de Rietveld estaacute mostrado na Figura 35 Mesmo tratando-
se de uma amostra com um elevado nuacutemeros de pico aleacutem da presenccedila de uma fase amorfa o
acordo entre o experimental e o calculado eacute notaacutevel Os valores dos iacutendices de avaliaccedilatildeo da
qualidade do refinamento referentes as quatro medidas realizadas encontram-se na tabela 5
20 30 40 50 60 70 80
350 0C
300 0C
250 0C
Inte
nsid
ade (
ua
)
2 (graus)
25 0C
55
Figura 35 Padratildeo obtidos no refinamento pelo MR para amostra aquecida a 250 0C
Tabela 5 Valores de Chi2 e de Rwp obtidos nos refinamentos realizados durante o processo de
aquecimento
A temperatura de 300 oC comeccedila a formaccedilatildeo da uma nova fase cubica de grupo espacial
I23 o Bi12NiO19 em detrimento da diminuiccedilatildeo da fase de Bi3Ni Aleacutem do aumento da fraccedilatildeo
da fase de Bi2O3
Temperatura de realizaccedilatildeo da medida Rwp 1205362
25 0C 69 23
250 0C 83 18
300 0C 98 26
350 0C 99 25
10 20 30 40 50 60 70 80
Inte
nsid
ade (
ua
)
2 (graus)
Experimental
Calculado
Residual
250 0C
25 30 35 40
56
O uacuteltimo DRX foi realizado a 350 oC a principal alteraccedilatildeo dessa medida refere-se ao
fato da inexistecircncia de picos referentes agrave fase Bi3Ni A fase majoritaacuteria torna-se agora a fase
referente ao Bi e a fase Bi12NiO19 (indexado na base de dados PDF2 mas natildeo na base de dados
ICSD) permanece estaacutevel isto eacute sem alteraccedilotildees significativas em sua fraccedilatildeo O fato de estarem
presentes picos referentes ao Bi mesmo apoacutes termos ultrapassado a temperatura de fusatildeo pode
ser explicado levando-se em consideraccedilatildeo a baixa condutividade teacutermica do bismuto aliado ao
excesso de defeitos produzidos na moagem assim natildeo obteve-se a fusatildeo do elemento
Utilizamos os dados obtidos nos refinamentos para plotar o graacutefico exposto na Figura
36 onde eacute possiacutevel observar a fraccedilatildeo de cada fase em funccedilatildeo da temperatura de execuccedilatildeo do
DRX Percebe-se a raacutepida decomposiccedilatildeo da fase de Bi3Ni que entre 250 oC e 350 oC apresenta
uma reduccedilatildeo percentual de aproximadamente 88 concomitantemente ao crescimento
percentual da fase de Bi
Figura 36 Fraccedilotildees de fase em funccedilatildeo da temperatura de realizaccedilatildeo do DRX in situ
O DRX realizado na amostra a 350 oC eacute mostrado na Figura 37 em conjunto aos CIFs
das fases constituintes Para a fase Bi12NiO19 natildeo foi encontrado o CIF no banco de dados do
Inorganic Crystal Structure Database (ICSD) Para refinar utilizando o meacutetodo de Rietveld
partimos do protoacutetipo estrutural de Bi26-x Mx O40-y (M = Mg Al Co Ni) O CIF desta fase
25 75 125 175 225 275 325 375
0
20
40
60
80
100
Fra
ccedilao d
e F
ases (
)
Temperatura (0C)
Bi3Ni
Bi2O
3
Bi
Bi12
NiO19
57
resultante estaacute mostrado em vermelho na Figura 37 e uma representaccedilatildeo da ceacutelula unitaacuteria na
Figura 38 os aacutetomos de oxigecircnio estatildeo representados na cor vermelha e o niacutequel em verde
Figura 37 Padratildeo observado no DRX da amostra em 350 oC em comparaccedilatildeo com o CIF das fases
constituintes
Figura 38 Projeccedilatildeo do eixo a e em perspectiva do Bi12NiO19
10 20 30 40 50 60 70 80
Inte
nsid
ade (
ua
)
2(graus)
350 graus
Bi2O
3
Bi
Bi12
NiO19
20 25 30 35 40 45 50 55
58
O refinamento estrutural utilizando estas fases estaacute mostrado na Figura 39 e os valores
referentes aos paracircmetros de rede obtidos para o refinamento da fase Bi12NiO19 constam na
tabela 6
Figura 39 Padratildeo obtidos no refinamento pelo MR para amostra aquecida a 350 0C
Tabela 6 Paracircmetros da ceacutelula unitaacuteria da estrutura Bi12NiO19
A Figura 40 conteacutem as fotografias retiradas do forno do difratocircmetro antes e apoacutes a
realizaccedilatildeo da medida Eacute possiacutevel verificar que a amostra devido a dilataccedilatildeo volumeacutetrica e a
fusatildeo do bismuto transborda o porta amostra
Paracircmetros de Rede a = b=c=10258(8) Aring
Acircngulos α = β = γ = 900
Volume da ceacutelula 107966(2) Aring3
Grupo de simetria Cuacutebico
Grupo espacial I23
10 20 30 40 50 60 70 80
Inte
nsid
ade (
ua
)
2 (graus)
Calculado
Experimental
Residual
350 0C
20 25 30 35 40 45
59
Figura 40 Fotografia do forno do DRX antes a apoacutes a realizaccedilatildeo das medidas
43 Calorimetria Diferencial de Varredura (DSC)
Com a finalidade de estudar e melhor entender a evoluccedilatildeo estrutural da amostra
observada nas medidas in situ realizou-se medidas DSC conforme descrito nos procedimentos
experimentais a temperatura final foi de 550 oC
Na Figura 41 mostramos as medidas DSC feitas em diferentes taxas de aquecimento
realizadas na amostra moiacuteda por 19 horas Em todas as 4 medidas vemos comportamentos
exoteacutermicos e endoteacutermicos Os picos endoteacutermicos ocorreram a uma temperatura aproximada
de 270 0C temperatura essa equivalente ao ponto de fusatildeo do bismuto e foram atribuiacutedos a
fusatildeo do Bi ocorrida em duas etapas
Comparando-se os resultados obtidos nas medidas in situ onde observamos a nucleaccedilatildeo
de uma nova fase a partir da temperatura de 250 oC com os resultados obtidos no DSC podemos
concluir que o pico exoteacutermico presente no termograma corresponde agrave nucleaccedilatildeo da fase de
Bi2O3
Com a finalidade de calcular a energia de ativaccedilatildeo (Ea) necessaacuteria para promover essa
nucleaccedilatildeo aplicamos a metodologia proposta por Kissinger [2] Conforme indicado na Figura
41 as 4 medidas foram feitas com taxas de aquecimento de 25 5 10 e 20 oCmin
60
A Figura 42 mostra em detalhes a Figura 41 onde vemos os valores das temperaturas
de pico de cristalizaccedilatildeo (Tc) e as referidas taxas de aquecimento (120591) Como era esperado a
medida que a taxa de aquecimento aumenta a temperatura de pico tambem aumenta
Figura 41 Termograma DSC plotados em conjunto para os diferentes fluxos de calor
Figura 42 Espectros DSC com as temperaturas de pico e suas respectivas taxas de aquecimento
100 150 200 250 300 350 400 450 500 550
250Cmin
50Cmin
100Cmin
fluxo d
e c
alo
r (u
a)
Temperatura (0C)
200Cmin
exo
230 235 240 245 250 255 260 265 270 275 280 285
250Cmin
50Cmin
100Cmin
fluxo d
e c
alo
r (u
a )
Temperatura (0C)
242 0C
252 0C
266 0C
278 0C
200Cmin
exo
61
Com os dados fornecidos na Figura 42 pode-se calcular a energia de ativaccedilatildeo referente
a nucleaccedilatildeo da fase de Bi2O3 Plotando-se um graacutefico linear de ln(120591
1198791198882) versus
1
119879119888 onde o
coeficiente angular eacute (minus119864119886
119877) obteacutem-se a energia de ativaccedilatildeo A Figura 43 apresenta a
linearizaccedilatildeo da equaccedilatildeo 16 de onde se obteacutem a energia de ativaccedilatildeo do processo de nucleaccedilatildeo
do Bi2O3
Figura 43 Graacutefico linear do ln(120591
1198791198882) versus
1
119879119888
Logo considerando as relaccedilotildees anteriormente definidas eacute possiacutevel calcular a energia de
ativaccedilatildeo uma vez que m = (minus119864119886
119877) e R = 831 jmol K Desse modo a energia de ativaccedilatildeo
necessaacuteria para promover a nucleaccedilatildeo da fase Bi2O3 eacute de 12465 kJmol
A metodologia proposta permitiria tambeacutem calcular a energia de ativaccedilatildeo necessaacuteria
para cristalizar a fase amorfa as medidas de DSC foram planejadas ateacute a temperatura de
550 oC devido a limitaccedilotildees do equipamento poreacutem como fica evidente na Figura 41 natildeo se
observa nenhum pico exoteacutermico apoacutes os 350 oC que se possa estar associado a cristalizaccedilatildeo da
fase amorfa O pico exoteacutermico existente como jaacute mencionado ocorreu a uma temperatura que
variou de 242 0C agrave 278 0C e refere-se agrave nucleaccedilatildeo de fase
182 184 186 188 190 192 194
-115
-110
-105
-100
-95
ln (
T2 c)
1Tc (10
-3 k
-1)
62
44 Tratamento teacutermico
Apoacutes a realizaccedilatildeo das medidas de DRX in situ e das medidas de DSC a fase amorfa
ainda se encontrava presente assim foi realizado um tratamento teacutermico com a finalidade de
promover a cristalizaccedilatildeo da fase amorfa presente
O tratamento teacutermico foi realizado a uma taxa constante de 10 0Cmim ateacute a temperatura
de 800 0C com a atmosfera protegida por gaacutes argocircnio Na Figura 44 apresenta-se o difratograma
da amostra realizado apoacutes o do tratamento teacutermico vemos no detalhe que a acentuada elevaccedilatildeo
na linha de base entre a faixa de 2θ que vai de aproximadamente 26deg agrave 36deg e que corresponde
a fase amorfa desapareceu completamente
Figura 44 Difratograma da amostra apoacutes tratamento teacutermico
Para a amostra tratada termicamente foram identificadas trecircs fases similar ao observado
nas medias in situ a 350 oC foram identificadas a fase cuacutebica Bi12NiO19 a fase tetragonal de
Bi2O3 (ICSD no 41764) e a fase romboeacutedrica de Bismuto (ICSD no 64703) Na Figura 45
apresentamos o padratildeo observado plotado juntamente com o CIF das 3 fases identificadas
10 20 30 40 50 60 70 80
Inte
nsid
ad
e (
ua
)
2 (graus)
Pos Tratamento Teacutermico
20 25 30 35 40 45 50 55 60
63
Figura 45 Difratograma da amostra apoacutes tratamento teacutermico em conjunto com os CIFs de Bi Bi2O3 e
Bi12NiO19
Pode-se verificar no padratildeo do difratograma da Figura 45 que pelo formato da linha de
base obtida ocorreu a cristalizaccedilatildeo da fase amorfa e as fases identificadas correspondem aos
picos presentes no DRX da amostra
O refinamento realizado pelo MR confirmou a identificaccedilatildeo das fases contidas na
amostra no sentido da exata correspondecircncia entre os picos obtidos nos padrotildees calculados e
observados As fraccedilotildees das fases da amostra que sofreu tratamento teacutermico em comparaccedilatildeo com
as fraccedilotildees obtidas no DRX in situ estatildeo apresentados na tabela 7
Tabela 7 Fraccedilotildees das fases apoacutes tratamento teacutermico e DRX in situ a 350 oC
Fraccedilatildeo das fases Tratamento Teacutermico DRX in situ a 350 oC
Bi12NiO19 90 137
Bi2O3 89 20
Bi 11 663
10 20 30 40 50 60 70 80
Inte
nsid
ade (
ua
)
2 (graus)
Observado
Bi
Bi2O
3
Bi12
NiO19
25 30 35 40 45 50 55
64
O aumento da temperatura propicia a nucleaccedilatildeo das fases de Bi2O3 e Bi12NiO19 em
detrimento da diminuiccedilatildeo da fase Bi3Ni
O refinamento pelo meacutetodo de Rietveld para amostra que sofreu tratamento teacutermico
apresentou uma boa concordacircncia para os perfis calculado e experimental Nesse refinamento
foi utilizado o CIF modificado de Bi12NiO19 Na Figura 46 temos o padratildeo experimental e o
calculado obtidos no refinamento pelo MR
Figura 46 Padratildeo observado e experimental refinado pelo MR para amostra tratada termicamente
Compara-se na Figura 47 os difratogramas obtidos para amostra tratada termicamente e
para o DRX in situ a temperatura de 350 oC eacute possiacutevel identificar a correspondecircncia entre os
picos entretanto eacute notaacutevel a diferenccedila na linha de base do difratograma referente ao DRX in
situ contra o DRX da amostra submetida a tratamento teacutermico Pode-se concluir que para
ocorrer a cristalizaccedilatildeo da fase amorfa eacute necessaacuterio que a temperatura do tratamento teacutermico seja
superior a 550 0C
10 20 30 40 50 60 70 80
Inte
nsid
ade (
ua
)
2 (graus)
Calculado
Experimental
Residual
Pos Tratamento Teacutermico
65
Outro fenocircmeno perceptiacutevel eacute o deslocamento em 2θ da posiccedilatildeo dos picos O
difratograma da amostra que foi ao forno do DRX tem a posiccedilatildeo dos seus picos deslocados para
direita em comparaccedilatildeo ao observado no CIF do Bi12NiO19 e no DRX da amostra que passou
por tratamento teacutermico Podemos associar esse deslocamento a contraccedilatildeo do volume da ceacutelula
unitaacuteria Considerando o valor padratildeo do volume do composto Bi12NiO19 constante na tabela
5 ocorreu uma reduccedilatildeo de volume de aproximadamente 155 para amostra tratada
termicamente e uma variaccedilatildeo positiva de 005 para amostra do DRX in situ Na Figura 47
plotamos juntos os difratogramas da amostra tratada termicamente da amostra que realizou a
medida in situ a 350 0C e o CIF do Bi12NiO19
Figura 47 Difratogramas das amostras apoacutes tratamento teacutermico e DRX in situ em conjunto com o
CIF do Bi12NiO19
O tratamento teacutermico realizado produziu o resultado esperado cristalizando a fase
amorfa As fases presentes na amostra apoacutes a realizaccedilatildeo do tratamento estatildeo em conformidade
agraves encontradas nas medidas de DRX in situ
20 30 40 50 60 70 80
Bi
Inte
nsid
ade (
u a)
2 (graus)
Bi
20 25 30 35 40 45
66
5 CONCLUSAtildeO
A sintetizaccedilatildeo do composto nanoestruturado de Bi3Ni foi realizado de modo eficiente
apoacutes 13 horas de moagem mecacircnica
As medidas de difraccedilatildeo de Raio X possibilitaram acompanhar a evoluccedilatildeo estrutural e a
nucleaccedilatildeo da fase de Bi3Ni O refinamento realizado pelo Meacutetodo de Rietveld proporcionou a
quantificaccedilatildeo dos paracircmetros cristalograacuteficos tais como paracircmetros de rede volume da ceacutelula
unitaacuteria fraccedilatildeo das fases presentes e tamanho de cristalito Os fatores de qualidade e
convergecircncia alcanccedilaram valores satisfatoacuterios correspondendo a exata simulaccedilatildeo do padratildeo
observado
A anaacutelise teacutermica realizada por meio das medidas de DRX in situ permitiu o estudo da
estabilidade teacutermica e o acompanhamento da evoluccedilatildeo estrutural da amostra em funccedilatildeo da
temperatura Foi possiacutevel identificar duas novas fases presentes o Bi2O3 e Bi12NiO19 nucleadas
agraves custas da fase de Bi3Ni Na temperatura de 350 oC a amostra eacute composta das fases Bi12NiO19
Bi2O3 e Bi
As medidas de DSC realizadas ateacute a temperatura de 550 oC e com quatro diferentes
taxas de aquecimento foram utilizadas para se calcular com o uso da equaccedilatildeo de Kissinger a
energia de ativaccedilatildeo (Ea) necessaacuteria para promover a nucleaccedilatildeo do composto Bi12NiO19 que eacute de
12465 kJmol
O tratamento teacutermico no forno ateacute 800 oC promoveu o relaxamento dos defeitos e
tensotildees causadas durante a moagem mecacircnica e a cristalizaccedilatildeo da fase amorfa natildeo sendo mais
possiacutevel identificar no DRX realizado o perfil referente a essa fase Identificou-se novamente a
fase Bi12NiO19 aleacutem da ocorrecircncia das fases de Bi2O3 e Bi jaacute identificadas nas medidas de
DRX in situ confirmando a consistecircncia dos resultados obtidos por dois ensaios diferentes
Pocircde-se verificar o mesmo fenocircmeno em todos os ensaios que envolveram o
aquecimento da amostra Ao aquecer-se o Bi3Ni ocorre um processo de oxidaccedilatildeo que resulta
na formaccedilatildeo da fase de Bi2O3 e a fase de Bi12NiO19 todas associadas ao consumo de Bi da fase
Bi3Ni
Para realizaccedilatildeo de estudos futuros com o intuito de se obter a fase uacutenica de Bi3Ni
pode-se alterar ligeiramente as massas dos produtos com a adiccedilatildeo de um pouco de niacutequel
67
Pode-se melhorar o controle das condiccedilotildees de realizaccedilatildeo dos tratamentos teacutermicos com o
intuito de se evitar a oxidaccedilatildeo A realizaccedilatildeo de medidas de DSC ateacute a temperatura de 800 0C
poderaacute revelar picos exoteacutermicos e propiciar condiccedilotildees para se calcular a energia necessaacuteria
para promover a cristalizaccedilatildeo da fase amorfa
68
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26
Tabela 2 Relaccedilatildeo entre os fatores instrumentais e os efeitos sobre os picos de DRX
25 Meacutetodo de Rietveld
O fiacutesico holandecircs Hugo M Rietveld desenvolveu em 1969 um meacutetodo para refinar
estruturas cristalinas a partir de modelos teoacutericos e de padrotildees de raios X (DRX) ou de necircutrons
[44 45]
O modelo matemaacutetico utilizado no Meacutetodo de Rietveld (MR) refina os perfis teoacutericos
dos picos de difraccedilatildeo de forma que estes perfis se aproximem dos perfis medidos O refinamento
possibilita determinar as propriedades cristalograacuteficas do material analisado como por
exemplo orientaccedilotildees preferenciais (textura) em alguns casos o tamanho meacutedio e a
microdeformaccedilatildeo de cristalitos e as dimensotildees da cela unitaacuteria [44]
Para executar o refinamento de estruturas o MR faz comparaccedilotildees do perfil real de uma
amostra (o observado ou experimental) com espectros teoacutericos calculados a partir de misturas
hipoteacuteticas de fases (o calculado) Compara-se pontualmente os valores obtidos atraveacutes da
diferenccedila entre as intensidades
Os valores satildeo ajustados utilizando-se o meacutetodo dos miacutenimos quadrados ateacute se
conseguir a melhor concordacircncia possiacutevel do padratildeo experimental com o calculado [46]
A diferenccedila entre as intensidades isto eacute a quantidade minimizada no refinamento eacute dada
pela seguinte expressatildeo
Sy = sum 120596119894(119910119894 minus 119910119888119894)2
119894 (4)
FATOR INSTRUMENTAL EFEITO SOBRE O PICO
Alinhamento e colimaccedilatildeo do feixe Afeta na largura e simetria dos picos
Excentricidade da amostra Influecircncia a largura e posiccedilatildeo dos picos
Planaridade da superfiacutecie da
amostra Produz assimetria dos picos em baixos acircngulos
Absorccedilatildeotransparecircncia da amostra Causa deslocamento dos picos alargamento e assimetria
principalmente em amostras com coeficientes de absorccedilatildeo
Tamanho das partiacuteculas e micro
deformaccedilatildeo da rede Causa variaccedilatildeo na largura e forma dos picos
27
Onde 120596119894 representa a intensidade observada no i-eacutesimo ponto (sendo expresso por 120596119894 =
1 119910119894frasl ) e 119910119894 representa a intensidade observada e 119910119888119894 a intensidade calculada [46]
As medidas precisas de intensidades dadas em intervalos de 2θ o incremento de 2θ
constante um modelo inicial proacuteximo a estrutura real da amostra satildeo alguns requisitos que
devem ser analisados antes de se iniciar o refinamento
Deve-se ficar claro que o MR natildeo se trata de um software os programas satildeo utilizados
para realizar os caacutelculos matemaacuteticos requeridos pelo meacutetodo Existem diversos programas
computacionais que usam o MR dentre eles o pacote de programas GSAS (General Structure
Analysis System) [47] e o EXPGUI [48]
Para se descrever o formato dos picos de DRX de materiais nanoestruturados
recomenda-se utilizar a funccedilatildeo perfil pseudo-Voigt de Thompson-Cox-Hasting modificada
(funccedilatildeo de perfil CW 4 no pacote GSAS [47]) que considera o modelo anisotroacutepico de Stephens
e efeitos de textura [4950]
Nesta funccedilatildeo de perfil a largura a meia altura (FWHM) das partes gaussiana (ΓG) e
Lorentziana (ΓL) eacute expressa da seguinte forma
Γ119866 = [(119880 + (1 minus 120578)2119889ℎ1198961198974 Γ119878
2(ℎ119896119897))1199051198861198992120579 + 119881119905119886119899120579 + 119882 +119875
1198881199001199042120579]
12
(5)
e
Γ119871 = 120578119889ℎ1198961198972 Γ119878(ℎ119896119897) 119905119886119899120579 +
119883+119883119890119888119900119904120601
119888119900119904120579 (6)
Onde dhkl eacute a distacircncia entre os planos da rede e θ eacute o acircngulo de Bragg Na parte gaussiana os
paracircmetros V e W dependem dos instrumentos Os paracircmetros P e o termo X + Xecosφ
descrevem respectivamente as contribuiccedilotildees Gaussianas e Lorentzianas para o tamanho de
cristalito Os paracircmetros P e X correspondem ao tamanho de cristalito isotroacutepico enquanto Xe
expressa efeitos de tamanho de cristalito anisotroacutepicos φ eacute o acircngulo entre o vector de reflexatildeo
e o seu respectivo eixo de ampliaccedilatildeo
O paracircmetro de tensatildeo isotroacutepica U e o paracircmetro de tensatildeo anisotroacutepica ΓS (hkl)
expressam o alargamento de pico causado por deformaccedilotildees na rede cristalina ΓS (hkl) eacute uma
28
funccedilatildeo do alargamento (hkl) e depende da simetria de cristal [4950] O paracircmetro η eacute um
coeficiente de mistura que determina as contribuiccedilotildees do alargamento gaussiano (η = 0) e
Lorentziano (η = 1)
O tamanho de cristalito aparente pode ser determinado pela formula de Scherrer
Considerando o refinamento de todos esses paracircmetros para ajustar as larguras de linha e
assumindo que a contribuiccedilatildeo da distribuiccedilatildeo de tamanho de cristalitos eacute anisotroacutepica isto eacute
fazendo P = 0 na equaccedilatildeo 5 pode-se calcular o tamanho de cristalito (lang119889rang) pela seguinte foacutermula
[52]
lang119889rang =(18000119870120582)
119871119909120587 (7)
Considerando tambeacutem que as microtensotildees satildeo isotroacutepicas e fazendo ΓS (hkl) =0 na
equaccedilatildeo 6 pode-se calcular seu percentual pela foacutermula contida no Manual do GSAS [52]
assim a microdeformaccedilatildeo (ε) pode ser expressa por
120576 =120587
18000radic(81198971198992)(119866119880 minus 119866119880119900)100 (8)
Onde GUo eacute o valor previamente obtido do material padratildeo utilizado na calibraccedilatildeo do
equipamento Os valores obtidos para a amostra padratildeo satildeo considerados como iniciais para
paracircmetros ajustaacuteveis e mantidos fixos para os demais durante o ajuste de difratogramas de
amostras em estudo [53]
Durante o refinamento pelo meacutetodo de Rietveld um conjunto de paracircmetros varaacuteveis eacute
calculado e refinado em relaccedilatildeo aos dados digitalizados do difratograma abaixo apresenta-se
um breve detalhamento desses paracircmetros [414243]
29
1- Fator de escala corresponde agrave correccedilatildeo de proporcionalidade entre o padratildeo
difratomeacutetrico calculado e o observado
2- Linha de base (background) eacute corrigida a partir de dados coletados no proacuteprio
difratograma e da interpolaccedilatildeo entre estes pontos Eacute importante conhecer o
comportamento da linha de base jaacute que esta fornece informaccedilotildees a respeito da presenccedila
de fases amorfas na amostra e pode ser incluiacuteda em uma rotina de quantificaccedilatildeo das
fases envolvidas
3- Perfil de pico conjunto de funccedilotildees analiacuteticas em que se modelam efeitos relacionados
ao perfil Algumas equaccedilotildees analiacuteticas satildeo propostas para corrigir estes efeitos como
as equaccedilotildees Gaussiana Lorentziana e de assimetria
4- Paracircmetros da ceacutelula Podem ser corrigidos pela Lei de Bragg (nλ=2dsenθ) onde o
espaccedilamento d estaacute relacionado aos iacutendices de Miller e portanto aos paracircmetros de
ceacutelula (a b c α β γ) A indexaccedilatildeo dos picos eacute feita levando-se em conta os paracircmetros
da ceacutelula e a intensidade calculada o que mostra certa vantagem em relaccedilatildeo a teacutecnicas
convencionais pois todos os paracircmetros que influenciam na discrepacircncia dos valores
de d satildeo refinados conjuntamente com os das intensidades
5- Fator de estrutura os paracircmetros variaacuteveis deste fator satildeo posiccedilotildees atocircmicas fatores
de temperatura isotroacutepicos ou anisotroacutepicos e o nuacutemero de ocupaccedilatildeo
6- Deslocamento paracircmetros de correccedilatildeo dos deslocamentos devido agrave fuga do ponto focal
da oacuteptica do difratocircmetro
7- Orientaccedilatildeo preferencial correccedilatildeo de problemas gerados na preparaccedilatildeo de amostra
Trabalhos da literatura mostram que a reduccedilatildeo computacional da orientaccedilatildeo preferencial
tem eficiecircncia limitada daiacute a preocupaccedilatildeo em controlar este efeito durante a preparaccedilatildeo
da amostra
30
251 Iacutendices de avaliaccedilatildeo da qualidade do refinamento
A qualidade do refinamento deve ser verificada atraveacutes de indicadores estatiacutesticos
numeacutericos que satildeo utilizados durante o processo iterativo (caacutelculos) e apoacutes o teacutermino deste
para aferir se o refinamento estaacute se procedendo de modo satisfatoacuterio [46]
Os refinamentos realizados no software GSAS [47] devem ser acompanhados no que
diz respeito a convergecircncia ao miacutenimo global por iacutendices de confiabilidade para julgar a
qualidade dos mesmos dentre eles o Rwp (R ponderado) e o 1205362 chamado de ldquogoodnees of fit
os quais estatildeo relacionados com o perfil do difratograma [46]
O Rwp eacute expresso por
119877119908119901 = ( radicsum 120596119894(119910119894minus 119910119888119894)2
119894
sum 120596119894(119910119894)2119894
) 119909 100 (9)
O denominador do Rwp eacute a funccedilatildeo de minimizaccedilatildeo (equaccedilatildeo 4) Esse eacute o iacutendice que deve
ser analisado para verificar se o refinamento estaacute convergindo Se o valor de Rwp estaacute
diminuindo entatildeo o refinamento estaacute sendo bem-sucedido Bons refinamentos fornecem
valores de Rwp da ordem de 2 a 10 tipicamente se encontram entre 10 e 20 [46]
O Rexp eacute o valor estatisticamente esperado sendo expresso conforme [54]
119877119890119909119901 = [(119873minus119875)
sum 119908119894(119910119894(119900119887119904))sup2]
12frasl
(10)
Por sua vez o 1205362 eacute definido como
1205942 = 119877119908119901
119877119890119909119901 (11)
Trata-se de um iacutendice frequentemente utilizado estando relacionado agrave qualidade do
ajuste entre o difratograma calculado e o observado Espera-se que seu valor seja equivalente a
10 em um refinamento perfeito sendo que na praacutetica valores em torno de 50 caracterizam
refinamentos otimizados [43] O Rexp utilizado para se determinar o valor de 1205362 eacute o valor
estatisticamente esperado para o Rwp
31
252 GSAS-EXPGUI
O diagrama de blocos da Figura 12 descreve os procedimentos a serem seguidos para se
iniciar um refinamento no software EXPGUI [48]
Figura 12 Diagrama de blocos com ordem dos procedimentos para iniacutecio do refinamento no EXPGUI
Iniciar o programa
Adicionar as fases
Inserir o Difratograma Experimental
Inserir o arquivo PRM
Escolha da funccedilatildeo de background
powpref
genles
Abertura do programa com criaccedilatildeo de um novo arquivo referente ao
refinamento que seraacute iniciado
A adiccedilatildeo das fases presentes na amostra normalmente utiliza-se arquivos
com as informaccedilotildees cristalograacuteficas com a extensatildeo cif
Insere-se o arquivo contendo o difratograma experimental (com a extensatildeo
gsas)
Inserir o PRM O arquivo PRM conteacutem informaccedilotildees instrumentais do
difratocircmetro utilizado como por exemplo o nome do difratocircmetro o
comprimento de onda da radiaccedilatildeo utilizada a polarizaccedilatildeo e os paracircmetros de
perfil relacionados ao alargamento instrumental
O passo seguinte eacute a escolha da funccedilatildeo de background e o nuacutemero de termos
que se iraacute utilizar O programa dispotildee de 8 tipos de funccedilotildees background Na
sequecircncia deve-se escolher a funccedilatildeo de perfil que iraacute modelar os picos de
difraccedilatildeo O GSAS possui cinco funccedilotildees Nesse trabalho utilizou-se a funccedilatildeo
nuacutemero 4
Preparar e carregar os dados
Prepara para rodar os ciclos de refinamento
32
Concluiacutedo os processos descritos na Figura 12 inicia-se o refinamento dos paracircmetros
vale ressaltar que a utilizaccedilatildeo da funccedilatildeo perfil pseudo-Voigt de Thompson-Cox-Hasting
modificada embora seja mais interessante para refinamentos de estruturas ela pode apresentar
alguma complicaccedilatildeo devido agrave grande quantidade de paracircmetros altamente correlacionados (GU
GV GW GP LX) que tornam a convergecircncia um desafio agrave paciecircncia
Entretanto a sua aplicaccedilatildeo pode ser significativamente simplificada se um refinamento
preacutevio de uma amostra padratildeo for realizado e os paracircmetros instrumentais obtidos forem
usados como paracircmetros iniciais para o refinamento do material desejado [46]
Na Figura 13 apresenta-se um print da interface do EXPGUI Durante os procedimentos
de refinamento
Figura 13 Interface do EXPGUI para refinamento dos paracircmetros
Para refinamento dos paracircmetros o conhecimento da correlaccedilatildeo de cada fator torna mais
faacutecil o sucesso e a qualidade final do refinamento Escolhendo-se a funccedilatildeo de perfil 4 tem-se as
seguintes correlaccedilotildees mostradas na tabela 3
33
Tabela 3 Correlaccedilotildees e definiccedilotildees para as variaacuteveis envolvidas no refinamento pelo MR no EXPGUI
PARAcircMETRO CORRELACcedilAtildeO NO MODELO REFINADO
GV e GW Definem a largura da gaussiana relacionada ao alargamento instrumental
GU Define a largura da gaussiana relacionada agrave micro deformaccedilatildeo da rede
GP Define a largura da gaussiana relacionada ao tamanho de cristalito
LX Define a largura da lorentziana relacionada ao tamanho de cristalito
PTEC Avalia a anisotropia do tamanho de cristalito relacionada ao alargamento de
Lorentz
SHKL Define a micro deformaccedilatildeo da rede relacionada ao alargamento de Lorentz Seu
nuacutemero de termos depende da simetria de Laue
TRNS Descreve a profundidade de penetraccedilatildeo dos raios X em uma amostra
SHFT Determina o deslocamento em 2θ devido agrave posiccedilatildeo da amostra no porta amostra
SFEC Avalia a anisotropia quando haacute falhas de empilhamento da rede
ETA Eacute o termo de mistura entre as contribuiccedilotildees de Gauss e de Lorentz
SL e HL Satildeo termos de assimetria relacionados agrave divergecircncia axial
25 Calorimetria Diferencial de Varredura
A calorimetria diferencial de varredura (Differential Scanning Calorimetry- DSC) eacute um
meacutetodo de medida bem estabelecido e usado numa ampla escala em diferentes aacutereas de
pesquisa Com as medidas de DSC eacute possiacutevel investigar a evoluccedilatildeo teacutermica dos materiais e
tambeacutem avaliar grandezas como pureza capacidade teacutermica calor de transiccedilatildeo transiccedilotildees
viacutetreas relaxaccedilatildeo teacutermica [2]
O sistema DSC consiste na detecccedilatildeo de um sinal eleacutetrico gerado pela diferenccedila de
temperatura entre o material de referecircncia cujo comportamento com a temperatura eacute conhecido
e o material que estaacute sendo investigado (amostra) O DSC eacute um meacutetodo calorimeacutetrico no qual
satildeo medidas diferenccedilas de energia A Figura 14 ilustra a configuraccedilatildeo de um DSC
34
Figura 14 Ilustraccedilatildeo da configuraccedilatildeo de um DSC
As curvas construiacutedas com os dados DSC permitem identificar substacircncias construir
diagramas de fase aleacutem de determinar a fraccedilatildeo de cristalinidade dos materiais A amostra natildeo
inerte pode sofrer periodicamente fenocircmenos de absorccedilatildeo ou geraccedilatildeo de calor em funccedilatildeo do
tempo temperatura e posiccedilatildeo do meio Entre os processos de absorccedilatildeo de calor (endoteacutermicos)
pode-se destacar a fusatildeo a sublimaccedilatildeo a adsorccedilatildeo e entre os processos de geraccedilatildeo de calor
(exoteacutermicos) destacam-se a cristalizaccedilatildeo e a desorccedilatildeo
De acordo com o fenocircmeno ocorrido com a amostra no interior do equipamento a curva
gerada poderaacute apresentar picos endoteacutermicos ou exoteacutermicos a associaccedilatildeo dos dados com um
diagrama de fases um DRX ou outra teacutecnica poderaacute ser necessaacuterio para se extrair informaccedilotildees
consistentes A Figura 15 ilustra as possiacuteveis configuraccedilotildees encontradas em uma curva tiacutepica
de DSC
Figura 15 Representaccedilatildeo graacutefica dos padrotildees geneacutericos de picos apresentados no DSC
35
Dentre os possiacuteveis fenocircmenos apresentados por uma amostra em um DSC pode-se
obter picos exoteacutermicos ou endoteacutermicos Pode-se calcular a energia de ativaccedilatildeo (Ea) necessaacuteria
para promover a cristalizaccedilatildeo ou a nucleaccedilatildeo de uma fase Para tanto eacute necessaacuterio conhecer
valores de temperaturas de pico de cristalizaccedilatildeo (Tc) medidas para diferentes taxas de
aquecimento constantes (τ) e aplicar esses valores na equaccedilatildeo de Kissinger mostrada abaixo
[2]
119897119899 (τ
1198791198882) = minus
119864119886
119877119879119888+ 119888 (12)
onde R = 831 Jmol K eacute a constante molar dos gases e c eacute uma constante arbitraria
36
3 PROCEDIMENTOS EXPERIMENTAIS
31 Produccedilatildeo da Amostra
Para produccedilatildeo da amostra de Bi3Ni utilizou-se a formula AxBy onde x + y =100 e as
relaccedilotildees abaixo descritas as quais permitem encontrar os valores em fraccedilatildeo da massa de cada
componente
119872119879119900119905119886119897 = (119909
119909+119910) 119872119860 + (
119910
119909+119910) 119872119861
119876119860 = (119909
119909+119910)
119872119860
119872119879119874119879119860119871 e (13)
119876119861 = (119910
119909 + 119910)
119872119861
119872119879119874119879119860119871
onde MTotal = massa total a ser pesada MA = massa do elemento A (constante na Tabela
Perioacutedica) MB = massa do elemento B (constante na Tabela Perioacutedica) QA = fraccedilatildeo da massa
do elemento A a ser pesada e QB = fraccedilatildeo da massa do elemento B a ser pesada
Considerando-se as relaccedilotildees acima a amostra composta pelos elementos quiacutemicos
Niacutequel (Ni) e Bismuto (Bi) foi produzida com a massa total de 3 gramas sendo 026 gramas
de Ni (Alfa Aesar com 9995 de pureza e com tamanho de partiacutecula de minus100 mesh) e 274
gramas de Bi (Alfa Aesar com 9995 de pureza e com tamanho de partiacutecula de minus100 mesh)
Para pesagem foi utilizada a balanccedila eletrocircnica de alta precisatildeo (001mg) SHIMADZU modelo
(AUW220D)
32 Siacutentese Mecacircnica
Apoacutes a preparaccedilatildeo da amostra iniciou-se a fase da moagem mecacircnica Para tal utilizou-
se o moinho High Energy Ball Mill Emax da Retsch pertencente ao Laboratoacuterio de Siacutentese e
Caracterizaccedilatildeo de Nanomateriais (LSCN) do IFAM O moinho Emax combina vantagens de
diversos tipos de moinho tais como impacto de alta frequecircncia (moinho oscilante) atrito
37
intenso (moinho oscilante de discos) e movimentos rotativos controlados do vaso de moagem
(moinho de bolas planetaacuterio) o que proporciona um oacutetimo desempenho [55]
Na Figura 16 satildeo mostradas as imagens do moinho na imagem agrave esquerda observa-se a posiccedilatildeo
de fixaccedilatildeo dos dois jarros de moagem
Figura 16 Moinho High Energy Ball Mill Emax
Os suportes de cada vaso satildeo afixados sobre dois discos que giram no mesmo sentido
movendo assim os vasos por uma trajetoacuteria circular sem que estes modifiquem sua orientaccedilatildeo
A accedilatildeo combinada da geometria dos vasos e da mecacircnica do movimento gera um forte atrito
entre as bolas a amostra e as paredes do vaso bem como uma elevada aceleraccedilatildeo que lanccedila as
bolas com forte impacto contra a amostra junto agraves paredes do vaso Disso resulta uma melhor
mistura das partiacuteculas e uma menor granulometria final [55]
O moinho possui um sistema de resfriamento por aacutegua permitindo que a elevada
aplicaccedilatildeo de energia possa ser aproveitada com eficiecircncia no processo de moagem sem que a
amostra se superaqueccedila
A amostra foi colocada no jarro de moagem juntamente com 3 esferas de accedilo inoxidaacutevel
com massa total de 2092 g resultando numa BPR aproximada de 71 O jarro de moagem foi
levado a glove box onde foi realizado o vaacutecuo do ambiente com a posterior injeccedilatildeo de gaacutes
Argocircnio e a selagem do vaso de moagem Esse procedimento teve como objetivo evitar uma
possiacutevel oxidaccedilatildeo da amostra durante a moagem mecacircnica
38
Na Figura 17 eacute possiacutevel visualizar o jarro de moagem em dois momentos sendo o
primeiro entes do fechamento com as esferas e a amostra e posteriormente durante o processo
de fechamento dentro da glove box
Figura 17 Preparaccedilatildeo e selagem do vaso de moagem
O primeiro processo de moagem da mistura foi realizado durante uma hora Apoacutes esse
tempo o jarro foi aberto e feito uma Difraccedilatildeo de Raios X (DRX) da amostra Seguiu-se entatildeo
para selagem do vaso de moagem e preparaccedilatildeo para novo ciclo de moagem O intervalo de
moagem passou a ser de 3 horas sendo realizado em trecircs etapas de 1 hora entre cada etapa
houve um intervalo de 5 minutos para resfriamento da amostra realizadas sem abertura do jarro
de moagem
No procedimento foi utilizada a rotaccedilatildeo de 1000 rpm a temperatura do vaso variou de
27 degC agrave 39 degC no final da moagem Apoacutes as 3 horas de moagem o vaso foi aberto e realizou-se
um DRX da amostra Esse processo se repetiu por seis vezes tendo gerado intervalos de tempo
de1h 4hs 7hs 10hs 13hs 16hs e 19hs de moagem
O fim da moagem foi estabelecido com base na anaacutelise dos difratogramas da amostra e
da constataccedilatildeo de equiliacutebrio na evoluccedilatildeo ou formaccedilatildeo de novas fases
39
33 Difraccedilatildeo de Raios X
As medidas de DRX foram realizadas no Laboratoacuterio de Materiais (LabMat) da UFAM
utilizando um Difratocircmetro de Raio-X modelo Empyrean da PANalytical com radiaccedilatildeo CuKα1
de 1 5406 Aring e se dividiram em duas etapas
A primeira etapa foi realizada com os intervalos de 1h 4hs 7hs 10hs 13hs 16hs e 19
horas e teve como finalidade acompanhar a evoluccedilatildeo estrutural da amostra e confirmar a
formaccedilatildeo da fase uacutenica de Bi3Ni
A Figura 18 apresenta o porta amostra em duas etapas distintas a primeira com a
amostra sendo preparada adequadamente e na segunda pronta para a realizaccedilatildeo do DRX
Figura 18 Preparaccedilatildeo da amostra para realizaccedilatildeo de DRX
Os difratogramas experimentais gerados foram submetidos agrave identificaccedilatildeo das fases
cristalinas atraveacutes de comparaccedilotildees com padrotildees difratomeacutetricos disponibilizados no banco de
dados do Inorganic Crystal Structure Database ndash ICSD
Na Figura 19 apresenta-se o goniocircmetro difratocircmetro de raio-X modelo Empyrean da
PANalytical
40
Figura 19 Difratocircmetro de Raio-X modelo Empyrean da PANalytical
Os padrotildees usados de DRX foram os seguintes
Faixa de acircngulo 10 ndash 100deg
Velocidade de escaneamento 1deg min
Tempo aproximado de realizaccedilatildeo do difratograma 45 min
Tubo de raio-X de cobre (Cu)
Voltagem 40 kV
Corrente 30 mA
Divergecircncia de fenda 10 (deg)
Dispersatildeo de fenda 10 (deg)
A segunda etapa das medidas de DRX foi realizada com uso do forno e medidas in situ
tendo sido realizadas com a amostra moiacuteda por 19 horas nas temperaturas de 250 2500 3000 e
350 0C essas medidas tiveram a finalidade de acompanhar o comportamento estrutural em
funccedilatildeo da temperatura e estudar a estabilidade teacutermica da amostra Detalhes do forno estatildeo
ilustrados nas Figuras 20
41
Figura 20 Preparaccedilatildeo da amostra e porta amostra no forno do DRX
A primeira mediccedilatildeo foi realizada a temperatura de 25 oC seguindo-se de um
aquecimento a taxa de 10 oCmin ateacute atingir a temperatura de 250 oC apoacutes atingir a temperatura
procedeu-se uma execuccedilatildeo de uma isoteacutermica por 10 minutos antes da mediccedilatildeo in situ de DRX
O procedimento foi repetido para as temperaturas de 300 oC e 350 oC conforme pode-se
observar na rampa de aquecimento da Figura 21
Figura 21 Rampa de aquecimento para medidas in situ de DRX
34 Refinamento pelo Meacutetodo de Rietveld
Para realizaccedilatildeo dos refinamentos pelo MR desta dissertaccedilatildeo utilizou-se o programa
GSAS (General Structure Analysis System) e o EXPGUI [4748]
42
Para se descrever o formato dos picos de DRX utilizou-se a funccedilatildeo perfil pseudo-Voigt
de Thompson-Cox-Hasting modificada funccedilatildeo de perfil CW 4 no pacote GSAS que considera
o modelo anisotroacutepico de Stephens e efeitos de textura [4950]
Para o coeficiente de mistura (η) que determina as contribuiccedilotildees do alargamento
gaussiano (η = 0) e Lorentziano (η = 1) nas equaccedilotildees 5 e 6 foi utilizado neste trabalho o valor
de η = 075
Os coeficientes de alargamento instrumental V e W constantes na equaccedilatildeo 5 foram
previamente obtidos a partir do DRX de uma amostra padratildeo bem cristalizada e mantidos fixos
no refinamento dos dados experimentais
Para o caacutelculo do tamanho meacutedio de cristalito com o uso da equaccedilatildeo 7 utilizou-se o
valor de K = 091 e 120582=0154056 nm
O GSAS dispotildee de 8 tipos de funccedilotildees de background neste trabalho utilizou-se a funccedilatildeo
polinomial de Chebyshev o nuacutemero de termos variou tendo sido utilizados 20 termos na funccedilatildeo
polinomial para refinamentos com a presenccedila da fase amorfa e 6 termos apoacutes a cristalizaccedilatildeo da
fase amorfa
Para iniacutecio do refinamento no programa EXPGUI foi utilizado o diagrama de blocos da
Figura 12 e para o refinamento dos paracircmetros as correlaccedilotildees da tabela 3
35 Tratamento Teacutermico
Foi realizado um tratamento teacutermico na amostra moiacuteda por 19 horas com a finalidade
de promover o relaxamento dos defeitos e tensotildees causados durante a moagem mecacircnica e a
cristalizaccedilatildeo da fase amorfa presente A partir da temperatura ambiente 25 oC iniciou-se o
aquecimento a uma taxa de 10 oCmin A temperatura final foi de 800 oC seguindo-se do
desligamento do forno que se manteve fechado ateacute que a temperatura da amostra atingisse
25 oC Em seguida a amostra foi retirada do forno e foi realizado um DRX Utilizou-se um forno
tubular com tubo de quartzo e uma atmosfera com fluxo constante de gaacutes argocircnio ilustrado
na Figura 22
43
Figura 22 Forno utilizado para realizar o tratamento teacutermico
36 Calorimetria Diferencial de Varredura (DSC)
As medidas de DSC foram realizadas na amostra moiacuteda por 19 horas em uma ceacutelula
Netzsch modelo DSC 3500 Sirius pertencente ao Laboratoacuterio de Termo ciecircncias da UFAM
Para realizaccedilatildeo das medidas utilizou-se um fluxo de proteccedilatildeo de N2 a 50 mlmin com
temperatura inicial de 25 oC e temperatura final de 550 oC
Foram realizadas quatro medidas com as taxas de transferecircncia de calor de 25 oCmin
5 oCmin 10 oCmin e 20 oCmin Foram utilizados cadinhos (porta amostra) de alumiacutenio e a
massa meacutedia de 22 mg de amostra foi utilizada nos quatro experimentos
Na Figura 23 eacute mostrada a ceacutelula Netzsch modelo DSC 3500 Sirius onde foram
realizadas as medidas e os cadinhos sendo dois fechados e um com a amostra visiacutevel
Figura 23 Equipamento utilizado para realizar o DSC
44
4 RESULTADOS E DISCUSSOtildeES
41 Evoluccedilatildeo estrutural
A Figura 24 mostra a evoluccedilatildeo estrutural durante o processo de siacutentese conforme
descrito nos procedimentos experimentais Qualitativamente podemos ver nesta figura uma
modificaccedilatildeo gradativa dos padrotildees de difraccedilatildeo O pico mais intenso da amostra moiacuteda por 1
hora corresponde ao plano (1 0 -2) do Bi precursor
Acompanhando o comportamento deste plano em especiacutefico constata-se que entre a
primeira e a quarta hora o mesmo sofre apenas uma ligeira diminuiccedilatildeo Concomitantemente
com este decreacutescimo emergem pequenos novos picos em 2θ aproximadamente entre 28 e 35o
Com 7 horas de moagem os novos picos satildeo evidentes e foram identificados junto agrave base de
dados do ICSD como a estrutura desejada Bi3Ni grupo espacial Pnma (cartatildeo nuacutemero 391336)
Em 13 horas de moagem o pico do Bi atinge seu miacutenimo e segue estaacutevel ateacute 19 h de moagem
Dada a observaccedilatildeo da estabilizaccedilatildeo estrutural o processo foi interrompido Uma anaacutelise mais
detalhada dos difratogramas seraacute mostrada e discutida na sequecircncia
Figura 24 Padratildeo de difraccedilatildeo observado para amostra e Bi3Ni durante todo intervalo de moagem
10 20 30 40 50 60 70 80
19h
16h
1h
10h
1h
7h
4h
2(graus)
1h
13h
Inte
nsid
ade (
ua
)
45
Na Figura 25 mostramos a indexaccedilatildeo das fases na primeira hora de moagem onde foi
verificada o iniacutecio da nucleaccedilatildeo do Bi3Ni Tambeacutem eacute possiacutevel observar os picos do elemento
precursor minoritaacuterio no caso o Niacutequel (cartatildeo ICSD 64703)
Figura 25 Difratograma obtido apoacutes a primeira hora de moagem
Seguindo o processo de moagem conforme descrito nos procedimentos experimentais
a amostra foi moiacuteda por mais 3 horas totalizando 4 horas de moagem os difratogramas obtidos
satildeo apresentados nas Figuras 26 e 27 Nesta etapa jaacute natildeo eacute mais possiacutevel identificar a presenccedila
dos picos referentes ao niacutequel dessa forma somente satildeo observados os picos do bismuto e do
Bi3Ni Poreacutem como verificamos na Figura 24 a nucleaccedilatildeo da liga Bi3Ni continua ocorrendo
sistematicamente
Na Figura 26 mostramos uma comparaccedilatildeo do difratograma padratildeo de Bi3Ni (cartatildeo
nuacutemero 391336 do ICSD) com o difratograma da amostra moiacuteda por 4 horas plotados em
conjunto para destacar a nucleaccedilatildeo da fase de Bi3Ni
Na Figura 27 apresenta-se o resultado do refinamento pelo meacutetodo de Rietveld para as
4 horas de moagem Eacute possiacutevel verificar um bom acordo entre o padratildeo de DRX da amostra e
o padratildeo refinado por MR Os fatores de qualidade podem ser verificados na tabela 4 Neste
refinamento obtivemos uma fraccedilatildeo de fase equivalente a 67 de Bi e 33 de Bi3Ni
46
Figura 26 Difratograma da amostra moiacuteda durante 4 horas (curva com ruiacutedo) e o padratildeo idealizado
do Bi3Ni calculado a partir do arquivo CIF (cartatildeo ICSD no 391336)
Figura 27 Padratildeo observado no DRX (4horas) calculado e residual obtidos no refinamento pelo MR
10 20 30 40 50 60 70 80
23 24 25 26 27 28 29 30 31 32 33
Inte
nsid
ade (
ua
)
2(graus)
4 horas
CIF Bi3Ni
10 20 30 40 50 60 70 80
Experimental
Calculado
Residual
Inte
nsid
ade (
u a)
2 (graus)
4 horas
25 30 35 40 45
47
Em todas as etapas do processo de moagem foram obtidos refinamentos com iacutendices de
qualidade muito semelhantes Natildeo houve alteraccedilatildeo nos acircngulos da ceacutelula unitaacuteria do composto
de Bi3Ni que permanecerem com α= β= λ = 90o Os valores obtidos para os iacutendices de avaliaccedilatildeo
da qualidade e os paracircmetros de rede encontram-se na tabela 4
Tabela 4 Valores de Rwp e 1205362 obtidos nos refinamentos realizados durante o processo de moagem
mecacircnica para o Bi3Ni
Com os resultados obtidos nos refinamentos determinou-se as contribuiccedilotildees em
porcentagem de cada fase em funccedilatildeo do tempo de moagem Verifica-se que apoacutes a primeira
hora de moagem natildeo se identifica no difratograma a presenccedila de Ni entretanto a fase de Bi3Ni
continua nucleando indicando que ainda existe niacutequel disponiacutevel para a formaccedilatildeo desta fase
Pode-se conceber algumas hipoacuteteses para este fato A primeira refere-se agrave sensibilidade do
equipamento de DRX que natildeo identifica precisamente elementos com fraccedilatildeo de fase menor
que 10 Outa hipoacutetese provaacutevel pode ser atribuiacutea a uma adesatildeo do niacutequel nas paredes do jarro
de moagem ou nas esferas de accedilo tendo em vista sua ductilidade
Na Figura 28 foi plotado a fraccedilatildeo de cada uma das fases presentes no processo de
moagem em funccedilatildeo do tempo Fica evidente que apoacutes a primeira hora a fraccedilatildeo de fase do niacutequel
eacute zero mas continua ocorrendo a nucleaccedilatildeo do Bi3Ni que estabiliza em 13 horas
TEMPO DE MOAGEM RWP 1205362 PARAcircMETROS DE REDE DO BI3NI
a (Å) b (Å) c (Å) Volume (Å3)
4 HORAS 77 139 8890(9) 4102(1) 11502(1) 41949(6)
7 HORAS 70 137 8891(3) 4106(1) 11500(1) 41986(9)
10 HORAS 71 131 8888(1) 4104(8) 11495(1) 41939(5)
13 HORAS 65 124 8893(5) 4104(3) 11507(1) 42003(2)
16 HORAS 64 124 8888(7) 4102(9) 11499(9) 41940(1)
19 HORAS 63 123 8894(1) 4105(1) 11506(5) 42012(3)
48
Figura 28 Fraccedilatildeo das fases de Ni Bi e Bi3Ni em funccedilatildeo do tempo de moagem
Utilizando-se a equaccedilatildeo 7 com os dados obtidos no refinamento pelo MR calculou-se
o tamanho meacutedio dos cristalitos de Bi3Ni em funccedilatildeo do tempo de moagem Na Figura 29
apresenta-se em forma de um graacutefico os valores obtidos Observamos que entre a quarta e a
seacutetima hora haacute um aumento aproximado de 14 no tamanho meacutedio do cristalito pode-se
atribuir esse aumento a uma possiacutevel deformaccedilatildeo plaacutestica da amostra acarretando num
acreacutescimo da aacuterea de superfiacutecie o que aumentaria progressivamente a probabilidade de
soldagem a frio dessas partiacuteculas gerando assim um aumento do tamanho meacutedio do cristalito
Entre a seacutetima e a deacutecima hora de moagem ocorre uma reduccedilatildeo de 26 no tamanho do
cristalito maior valor percentual obtido entre intervalos de moagem Entre a deacutecima sexta e a
deacutecima nona hora haacute uma estabilizaccedilatildeo no processo de reduccedilatildeo do tamanho de cristalito
Obtivemos no final do processo uma reduccedilatildeo total de aproximadamente 59 o que representa
um tamanho meacutedio de cristalito na ordem de 2653 nm
Plota-se na Figura 29 um graacutefico com tamanho meacutedio de cristalito do composto Bi3Ni
em funccedilatildeo do tempo de moagem
0 5 10 15 20
0
20
40
60
80
100
Fra
ccedilao d
e fases (
)
Tempo de moagem ( horas)
Bi
Bi3Ni
Ni
49
Figura 29 Tamanho meacutedio de cristalito de Bi3Ni em funccedilatildeo do tempo de moagem
Natildeo houve formaccedilatildeo de novas fases ou aparentemente quaisquer outras alteraccedilotildees
significativas apoacutes a deacutecima terceira hora de moagem Os uacutenicos efeitos com a continuaccedilatildeo da
moagem foram a melhora da cristalizaccedilatildeo da fase de interesse e o aumento de intensidade do
perfil referente a fase amorfa Poreacutem o processo de moagem totalizou 19 horas a finalidade
deste intervalo apoacutes a estabilizaccedilatildeo de formaccedilatildeo da fase pretendida foi verificar a possibilidade
de oxidaccedilatildeo da amostra que ficou exposta ao ambiente durante a execuccedilatildeo do DRX
Observa-se nos difratogramas da Figura 24 a formaccedilatildeo de uma acentuada elevaccedilatildeo na
linha de base entre a faixa de 2θ que vai de aproximadamente 26deg a 36deg A forma ou perfil
dessa elevaccedilatildeo eacute um forte indicio do aparecimento de uma fase amorfa Para alcanccedilar bom
acordo nos refinamentos Rietveld foram necessaacuterios 20 termos na funccedilatildeo polinomial de
Chebyshev para descrever estas linhas de base (background)
Analisando-se portanto os difratogramas referentes agraves etapas de 10 13 16 e 19 horas
eacute possiacutevel identificar o crescimento dessa fase amorfa conforme mostramos na Figura 30
4 6 8 10 12 14 16 18 20
25
30
35
40
45
50
55
Ta
ma
nh
o m
eacuted
io d
e c
rista
lito
(n
m)
Tempo de moagem (horas)
50
Estas curvas satildeo particularmente interessantes uma vez que podemos avaliar as
distacircncias R entre os primeiros vizinhos da fase desordenada aplicando a equaccedilatildeo de Ehrenfest
que pode ser expressa como [56]
2Rsen(θ) = 123λ (14)
O maacuteximo destas curvas correspondem a 2θ ~29o o que nos leva a distacircncias aproximada
de 38 Aring Esta distacircncia natildeo fere nenhum viacutenculo de distancias entre os atamos para
Ni-Ni~248 Aring Ni-Bi~ 278 Aring Bi-Bi~308 Aring Bi-O~214 Aring
Figura 30 Comparaccedilatildeo das funccedilotildees de background para a amostra moiacuteda por 10 13 16 e 19 horas
Com objetivo de avaliar com mais detalhes a estrutura nanocristalina e amorfa
realizamos medidas de difraccedilatildeo com configuraccedilotildees que produzissem uma maior qualidade nos
dados obtidos utilizamos uma cacircmara com baixo vaacutecuo e aumentamos o tempo de aquisiccedilatildeo
dos dados
A Figura 31 mostra o padratildeo obtido para a amostra final moiacuteda por 19 horas
Destacamos a evidente fase amorfa que se forma
10 20 30 40 50 60 70 80
19 horas
16 horas
13 horas
10 horas
Inte
nsid
ade (
u a)
2 (graus)
51
Figura 31 Formaccedilatildeo da fase amorfa na amostra de Bi3Ni apoacutes 19 horas de moagem
Comparando o padratildeo de DRX obtido para amostra moiacuteda por 19 horas com o
difratograma padratildeo de Bi3Ni (cartatildeo nuacutemero 391336 do ICSD) pode-se constatar a
equivalecircncia dos picos conforme apresentada Figura 32
Com os difratogramas de maior resoluccedilatildeo verificamos a presenccedila embora em uma
pequena fraccedilatildeo de Bi (ICSD no 64703) Assim como uma ligeira sugestatildeo da existecircncia de
Bi2O3 (ICSD no 41764) vislumbra-se essa fase em virtude da possiacutevel oxidaccedilatildeo da amostra
devido as sucessivas aberturas do jarro de moagem para realizaccedilatildeo do DRX entretanto
diferentemente do que se percebe para o bismuto natildeo haacute nenhum pico referente ao oxido de
bismuto
Na posiccedilatildeo de 2θ~27o existe um pico caracteriacutestico do Bi2O3 entretanto mesmo com a
melhor resoluccedilatildeo do DRX natildeo eacute possiacutevel distinguir claramente a fase do oxido de bismuto
assim durante o processo de refinamento pelo MR natildeo foi adicionada a fase relativa ao oxido
O refinamento pelo meacutetodo de Rietveld referente a amostra moiacuteda por 19h encontra-se
na Figura 33 percebe-se a boa concordacircncia obtida para a fase de interesse Bi3Ni e a fase
20 30 40 50 60 70 80
Bi
Inte
nsid
ade (
u a)
2 (graus)
Bi
20 25 30 35 40 45
52
amorfa O asterisco indicando o pico principal do Bi salienta que essa fase por contribuir
modestamente em um difratograma tatildeo complexo natildeo eacute bem ajustada
Figura 32 Difratograma da amostra moiacuteda 19h em conjunto com os CIFs de o Bi3Ni Bi e Bi2O3
Figura 33 Difratograma da amostra moiacuteda 19h e refinada por meacutetodo de Rietveld partindo dos CIFs
do Bi3Ni Bi
20 30 40 50 60 70 80
19 horas
Bi3Ni
Bi
Bi2O
3
In
tensid
ade (
u a)
2 (graus)
25 30 35 40
20 30 40 50 60 70 80
Experimental (19h)
Calculado
Residual
Inte
nsid
ade (
u a)
2 (graus)
20 25 30 35 40 45 50
53
Os trabalhos cientiacuteficos que versam sobre a produccedilatildeo e a caracterizaccedilatildeo do composto
Bi3Ni descrevem que a siacutentese pode ser realizada por vaacuterios mecanismos normalmente as
metodologias mais usadas para obtenccedilatildeo envolvem os processos em meio quiacutemico a
eletrodeposiccedilatildeo e a solidificaccedilatildeo raacutepida Em alguns casos utilizou-se longos processos teacutermicos
que envolvem a permanecircncia da amostra num forno de resistecircncia a 1100 degC durante 3 dias
[13] ou processos de sinterizaccedilatildeo com recozimento a vaacutecuo a temperatura de 1000 degC por 24
horas [15] Relata-se tambeacutem que conforme ocorreu neste trabalho algumas amostras
apresentam pequenos traccedilos de Bi em sua composiccedilatildeo final [13]
Dessa forma o primeiro desafio desse trabalho foi produzir uma fase uacutenica de Bi3Ni por
meio da moagem mecacircnica entretanto verificou-se no resultado obtido no DRX e no
refinamento pelo MR que a fase de Bi3Ni embora apresente uma fraccedilatildeo de 999 ainda possui
leves traccedilos do pico mais intenso de bismuto (indicado por um asterisco na Figura 33) Uma
proposta futura seria portanto acrescentar uma pequena quantidade de Ni para interagir com
esse Bi remanescente
42 Medidas de DRX in situ
Com o objetivo de estudar a estabilidade teacutermica e acompanhar a evoluccedilatildeo estrutural da
amostra em funccedilatildeo da temperatura foram realizadas medidas de DRX in situ conforme
descrito nos procedimentos experimentais A Figura 34 apresenta os quatro difratogramas
obtidos
A temperatura de 25 oC observa-se uma fase uacutenica do composto Bi3Ni (com jaacute
mencionado anteriormente a amostra possui uma leve indicaccedilatildeo da presenccedila de bismuto) que
possui estrutura ortorrocircmbica e grupo espacial Pnma eacute a mesma apresentada na Figura 32
A medida que aumentamos a temperatura conforme descrito na seccedilatildeo 3 Figura 21
inicia-se uma transformaccedilatildeo do composto inicial para o crescimento da fase tetragonal de Bi2O3
(ICSD no 41764) e da fase precursora de Bi Essa alteraccedilatildeo na composiccedilatildeo da amostra ocorre
em virtude da degradaccedilatildeo da fase Bi3Ni que conforme eleva-se a temperatura tem sua fraccedilatildeo
diminuiacuteda conforme verifica-se na Figura 36 Embora as medidas in situ terem sido feitas em
baixo vaacutecuo natildeo foi impedido o crescimento do Bi2O3
54
Na Figura 34 encontram-se plotados os DRX referentes as medidas realizadas em 25o
250o 300o e 350 oC as curvas foram deslocadas verticalmente para melhor comparaccedilatildeo
Figura 34 Padratildeo observado nos DRX da amostra submetida a aquecimento
A temperatura de 250 oC temos a ocorrecircncia de trecircs fases Bi3Ni Bi2O3 e Bi
O refinamento estrutural pelo meacutetodo de Rietveld estaacute mostrado na Figura 35 Mesmo tratando-
se de uma amostra com um elevado nuacutemeros de pico aleacutem da presenccedila de uma fase amorfa o
acordo entre o experimental e o calculado eacute notaacutevel Os valores dos iacutendices de avaliaccedilatildeo da
qualidade do refinamento referentes as quatro medidas realizadas encontram-se na tabela 5
20 30 40 50 60 70 80
350 0C
300 0C
250 0C
Inte
nsid
ade (
ua
)
2 (graus)
25 0C
55
Figura 35 Padratildeo obtidos no refinamento pelo MR para amostra aquecida a 250 0C
Tabela 5 Valores de Chi2 e de Rwp obtidos nos refinamentos realizados durante o processo de
aquecimento
A temperatura de 300 oC comeccedila a formaccedilatildeo da uma nova fase cubica de grupo espacial
I23 o Bi12NiO19 em detrimento da diminuiccedilatildeo da fase de Bi3Ni Aleacutem do aumento da fraccedilatildeo
da fase de Bi2O3
Temperatura de realizaccedilatildeo da medida Rwp 1205362
25 0C 69 23
250 0C 83 18
300 0C 98 26
350 0C 99 25
10 20 30 40 50 60 70 80
Inte
nsid
ade (
ua
)
2 (graus)
Experimental
Calculado
Residual
250 0C
25 30 35 40
56
O uacuteltimo DRX foi realizado a 350 oC a principal alteraccedilatildeo dessa medida refere-se ao
fato da inexistecircncia de picos referentes agrave fase Bi3Ni A fase majoritaacuteria torna-se agora a fase
referente ao Bi e a fase Bi12NiO19 (indexado na base de dados PDF2 mas natildeo na base de dados
ICSD) permanece estaacutevel isto eacute sem alteraccedilotildees significativas em sua fraccedilatildeo O fato de estarem
presentes picos referentes ao Bi mesmo apoacutes termos ultrapassado a temperatura de fusatildeo pode
ser explicado levando-se em consideraccedilatildeo a baixa condutividade teacutermica do bismuto aliado ao
excesso de defeitos produzidos na moagem assim natildeo obteve-se a fusatildeo do elemento
Utilizamos os dados obtidos nos refinamentos para plotar o graacutefico exposto na Figura
36 onde eacute possiacutevel observar a fraccedilatildeo de cada fase em funccedilatildeo da temperatura de execuccedilatildeo do
DRX Percebe-se a raacutepida decomposiccedilatildeo da fase de Bi3Ni que entre 250 oC e 350 oC apresenta
uma reduccedilatildeo percentual de aproximadamente 88 concomitantemente ao crescimento
percentual da fase de Bi
Figura 36 Fraccedilotildees de fase em funccedilatildeo da temperatura de realizaccedilatildeo do DRX in situ
O DRX realizado na amostra a 350 oC eacute mostrado na Figura 37 em conjunto aos CIFs
das fases constituintes Para a fase Bi12NiO19 natildeo foi encontrado o CIF no banco de dados do
Inorganic Crystal Structure Database (ICSD) Para refinar utilizando o meacutetodo de Rietveld
partimos do protoacutetipo estrutural de Bi26-x Mx O40-y (M = Mg Al Co Ni) O CIF desta fase
25 75 125 175 225 275 325 375
0
20
40
60
80
100
Fra
ccedilao d
e F
ases (
)
Temperatura (0C)
Bi3Ni
Bi2O
3
Bi
Bi12
NiO19
57
resultante estaacute mostrado em vermelho na Figura 37 e uma representaccedilatildeo da ceacutelula unitaacuteria na
Figura 38 os aacutetomos de oxigecircnio estatildeo representados na cor vermelha e o niacutequel em verde
Figura 37 Padratildeo observado no DRX da amostra em 350 oC em comparaccedilatildeo com o CIF das fases
constituintes
Figura 38 Projeccedilatildeo do eixo a e em perspectiva do Bi12NiO19
10 20 30 40 50 60 70 80
Inte
nsid
ade (
ua
)
2(graus)
350 graus
Bi2O
3
Bi
Bi12
NiO19
20 25 30 35 40 45 50 55
58
O refinamento estrutural utilizando estas fases estaacute mostrado na Figura 39 e os valores
referentes aos paracircmetros de rede obtidos para o refinamento da fase Bi12NiO19 constam na
tabela 6
Figura 39 Padratildeo obtidos no refinamento pelo MR para amostra aquecida a 350 0C
Tabela 6 Paracircmetros da ceacutelula unitaacuteria da estrutura Bi12NiO19
A Figura 40 conteacutem as fotografias retiradas do forno do difratocircmetro antes e apoacutes a
realizaccedilatildeo da medida Eacute possiacutevel verificar que a amostra devido a dilataccedilatildeo volumeacutetrica e a
fusatildeo do bismuto transborda o porta amostra
Paracircmetros de Rede a = b=c=10258(8) Aring
Acircngulos α = β = γ = 900
Volume da ceacutelula 107966(2) Aring3
Grupo de simetria Cuacutebico
Grupo espacial I23
10 20 30 40 50 60 70 80
Inte
nsid
ade (
ua
)
2 (graus)
Calculado
Experimental
Residual
350 0C
20 25 30 35 40 45
59
Figura 40 Fotografia do forno do DRX antes a apoacutes a realizaccedilatildeo das medidas
43 Calorimetria Diferencial de Varredura (DSC)
Com a finalidade de estudar e melhor entender a evoluccedilatildeo estrutural da amostra
observada nas medidas in situ realizou-se medidas DSC conforme descrito nos procedimentos
experimentais a temperatura final foi de 550 oC
Na Figura 41 mostramos as medidas DSC feitas em diferentes taxas de aquecimento
realizadas na amostra moiacuteda por 19 horas Em todas as 4 medidas vemos comportamentos
exoteacutermicos e endoteacutermicos Os picos endoteacutermicos ocorreram a uma temperatura aproximada
de 270 0C temperatura essa equivalente ao ponto de fusatildeo do bismuto e foram atribuiacutedos a
fusatildeo do Bi ocorrida em duas etapas
Comparando-se os resultados obtidos nas medidas in situ onde observamos a nucleaccedilatildeo
de uma nova fase a partir da temperatura de 250 oC com os resultados obtidos no DSC podemos
concluir que o pico exoteacutermico presente no termograma corresponde agrave nucleaccedilatildeo da fase de
Bi2O3
Com a finalidade de calcular a energia de ativaccedilatildeo (Ea) necessaacuteria para promover essa
nucleaccedilatildeo aplicamos a metodologia proposta por Kissinger [2] Conforme indicado na Figura
41 as 4 medidas foram feitas com taxas de aquecimento de 25 5 10 e 20 oCmin
60
A Figura 42 mostra em detalhes a Figura 41 onde vemos os valores das temperaturas
de pico de cristalizaccedilatildeo (Tc) e as referidas taxas de aquecimento (120591) Como era esperado a
medida que a taxa de aquecimento aumenta a temperatura de pico tambem aumenta
Figura 41 Termograma DSC plotados em conjunto para os diferentes fluxos de calor
Figura 42 Espectros DSC com as temperaturas de pico e suas respectivas taxas de aquecimento
100 150 200 250 300 350 400 450 500 550
250Cmin
50Cmin
100Cmin
fluxo d
e c
alo
r (u
a)
Temperatura (0C)
200Cmin
exo
230 235 240 245 250 255 260 265 270 275 280 285
250Cmin
50Cmin
100Cmin
fluxo d
e c
alo
r (u
a )
Temperatura (0C)
242 0C
252 0C
266 0C
278 0C
200Cmin
exo
61
Com os dados fornecidos na Figura 42 pode-se calcular a energia de ativaccedilatildeo referente
a nucleaccedilatildeo da fase de Bi2O3 Plotando-se um graacutefico linear de ln(120591
1198791198882) versus
1
119879119888 onde o
coeficiente angular eacute (minus119864119886
119877) obteacutem-se a energia de ativaccedilatildeo A Figura 43 apresenta a
linearizaccedilatildeo da equaccedilatildeo 16 de onde se obteacutem a energia de ativaccedilatildeo do processo de nucleaccedilatildeo
do Bi2O3
Figura 43 Graacutefico linear do ln(120591
1198791198882) versus
1
119879119888
Logo considerando as relaccedilotildees anteriormente definidas eacute possiacutevel calcular a energia de
ativaccedilatildeo uma vez que m = (minus119864119886
119877) e R = 831 jmol K Desse modo a energia de ativaccedilatildeo
necessaacuteria para promover a nucleaccedilatildeo da fase Bi2O3 eacute de 12465 kJmol
A metodologia proposta permitiria tambeacutem calcular a energia de ativaccedilatildeo necessaacuteria
para cristalizar a fase amorfa as medidas de DSC foram planejadas ateacute a temperatura de
550 oC devido a limitaccedilotildees do equipamento poreacutem como fica evidente na Figura 41 natildeo se
observa nenhum pico exoteacutermico apoacutes os 350 oC que se possa estar associado a cristalizaccedilatildeo da
fase amorfa O pico exoteacutermico existente como jaacute mencionado ocorreu a uma temperatura que
variou de 242 0C agrave 278 0C e refere-se agrave nucleaccedilatildeo de fase
182 184 186 188 190 192 194
-115
-110
-105
-100
-95
ln (
T2 c)
1Tc (10
-3 k
-1)
62
44 Tratamento teacutermico
Apoacutes a realizaccedilatildeo das medidas de DRX in situ e das medidas de DSC a fase amorfa
ainda se encontrava presente assim foi realizado um tratamento teacutermico com a finalidade de
promover a cristalizaccedilatildeo da fase amorfa presente
O tratamento teacutermico foi realizado a uma taxa constante de 10 0Cmim ateacute a temperatura
de 800 0C com a atmosfera protegida por gaacutes argocircnio Na Figura 44 apresenta-se o difratograma
da amostra realizado apoacutes o do tratamento teacutermico vemos no detalhe que a acentuada elevaccedilatildeo
na linha de base entre a faixa de 2θ que vai de aproximadamente 26deg agrave 36deg e que corresponde
a fase amorfa desapareceu completamente
Figura 44 Difratograma da amostra apoacutes tratamento teacutermico
Para a amostra tratada termicamente foram identificadas trecircs fases similar ao observado
nas medias in situ a 350 oC foram identificadas a fase cuacutebica Bi12NiO19 a fase tetragonal de
Bi2O3 (ICSD no 41764) e a fase romboeacutedrica de Bismuto (ICSD no 64703) Na Figura 45
apresentamos o padratildeo observado plotado juntamente com o CIF das 3 fases identificadas
10 20 30 40 50 60 70 80
Inte
nsid
ad
e (
ua
)
2 (graus)
Pos Tratamento Teacutermico
20 25 30 35 40 45 50 55 60
63
Figura 45 Difratograma da amostra apoacutes tratamento teacutermico em conjunto com os CIFs de Bi Bi2O3 e
Bi12NiO19
Pode-se verificar no padratildeo do difratograma da Figura 45 que pelo formato da linha de
base obtida ocorreu a cristalizaccedilatildeo da fase amorfa e as fases identificadas correspondem aos
picos presentes no DRX da amostra
O refinamento realizado pelo MR confirmou a identificaccedilatildeo das fases contidas na
amostra no sentido da exata correspondecircncia entre os picos obtidos nos padrotildees calculados e
observados As fraccedilotildees das fases da amostra que sofreu tratamento teacutermico em comparaccedilatildeo com
as fraccedilotildees obtidas no DRX in situ estatildeo apresentados na tabela 7
Tabela 7 Fraccedilotildees das fases apoacutes tratamento teacutermico e DRX in situ a 350 oC
Fraccedilatildeo das fases Tratamento Teacutermico DRX in situ a 350 oC
Bi12NiO19 90 137
Bi2O3 89 20
Bi 11 663
10 20 30 40 50 60 70 80
Inte
nsid
ade (
ua
)
2 (graus)
Observado
Bi
Bi2O
3
Bi12
NiO19
25 30 35 40 45 50 55
64
O aumento da temperatura propicia a nucleaccedilatildeo das fases de Bi2O3 e Bi12NiO19 em
detrimento da diminuiccedilatildeo da fase Bi3Ni
O refinamento pelo meacutetodo de Rietveld para amostra que sofreu tratamento teacutermico
apresentou uma boa concordacircncia para os perfis calculado e experimental Nesse refinamento
foi utilizado o CIF modificado de Bi12NiO19 Na Figura 46 temos o padratildeo experimental e o
calculado obtidos no refinamento pelo MR
Figura 46 Padratildeo observado e experimental refinado pelo MR para amostra tratada termicamente
Compara-se na Figura 47 os difratogramas obtidos para amostra tratada termicamente e
para o DRX in situ a temperatura de 350 oC eacute possiacutevel identificar a correspondecircncia entre os
picos entretanto eacute notaacutevel a diferenccedila na linha de base do difratograma referente ao DRX in
situ contra o DRX da amostra submetida a tratamento teacutermico Pode-se concluir que para
ocorrer a cristalizaccedilatildeo da fase amorfa eacute necessaacuterio que a temperatura do tratamento teacutermico seja
superior a 550 0C
10 20 30 40 50 60 70 80
Inte
nsid
ade (
ua
)
2 (graus)
Calculado
Experimental
Residual
Pos Tratamento Teacutermico
65
Outro fenocircmeno perceptiacutevel eacute o deslocamento em 2θ da posiccedilatildeo dos picos O
difratograma da amostra que foi ao forno do DRX tem a posiccedilatildeo dos seus picos deslocados para
direita em comparaccedilatildeo ao observado no CIF do Bi12NiO19 e no DRX da amostra que passou
por tratamento teacutermico Podemos associar esse deslocamento a contraccedilatildeo do volume da ceacutelula
unitaacuteria Considerando o valor padratildeo do volume do composto Bi12NiO19 constante na tabela
5 ocorreu uma reduccedilatildeo de volume de aproximadamente 155 para amostra tratada
termicamente e uma variaccedilatildeo positiva de 005 para amostra do DRX in situ Na Figura 47
plotamos juntos os difratogramas da amostra tratada termicamente da amostra que realizou a
medida in situ a 350 0C e o CIF do Bi12NiO19
Figura 47 Difratogramas das amostras apoacutes tratamento teacutermico e DRX in situ em conjunto com o
CIF do Bi12NiO19
O tratamento teacutermico realizado produziu o resultado esperado cristalizando a fase
amorfa As fases presentes na amostra apoacutes a realizaccedilatildeo do tratamento estatildeo em conformidade
agraves encontradas nas medidas de DRX in situ
20 30 40 50 60 70 80
Bi
Inte
nsid
ade (
u a)
2 (graus)
Bi
20 25 30 35 40 45
66
5 CONCLUSAtildeO
A sintetizaccedilatildeo do composto nanoestruturado de Bi3Ni foi realizado de modo eficiente
apoacutes 13 horas de moagem mecacircnica
As medidas de difraccedilatildeo de Raio X possibilitaram acompanhar a evoluccedilatildeo estrutural e a
nucleaccedilatildeo da fase de Bi3Ni O refinamento realizado pelo Meacutetodo de Rietveld proporcionou a
quantificaccedilatildeo dos paracircmetros cristalograacuteficos tais como paracircmetros de rede volume da ceacutelula
unitaacuteria fraccedilatildeo das fases presentes e tamanho de cristalito Os fatores de qualidade e
convergecircncia alcanccedilaram valores satisfatoacuterios correspondendo a exata simulaccedilatildeo do padratildeo
observado
A anaacutelise teacutermica realizada por meio das medidas de DRX in situ permitiu o estudo da
estabilidade teacutermica e o acompanhamento da evoluccedilatildeo estrutural da amostra em funccedilatildeo da
temperatura Foi possiacutevel identificar duas novas fases presentes o Bi2O3 e Bi12NiO19 nucleadas
agraves custas da fase de Bi3Ni Na temperatura de 350 oC a amostra eacute composta das fases Bi12NiO19
Bi2O3 e Bi
As medidas de DSC realizadas ateacute a temperatura de 550 oC e com quatro diferentes
taxas de aquecimento foram utilizadas para se calcular com o uso da equaccedilatildeo de Kissinger a
energia de ativaccedilatildeo (Ea) necessaacuteria para promover a nucleaccedilatildeo do composto Bi12NiO19 que eacute de
12465 kJmol
O tratamento teacutermico no forno ateacute 800 oC promoveu o relaxamento dos defeitos e
tensotildees causadas durante a moagem mecacircnica e a cristalizaccedilatildeo da fase amorfa natildeo sendo mais
possiacutevel identificar no DRX realizado o perfil referente a essa fase Identificou-se novamente a
fase Bi12NiO19 aleacutem da ocorrecircncia das fases de Bi2O3 e Bi jaacute identificadas nas medidas de
DRX in situ confirmando a consistecircncia dos resultados obtidos por dois ensaios diferentes
Pocircde-se verificar o mesmo fenocircmeno em todos os ensaios que envolveram o
aquecimento da amostra Ao aquecer-se o Bi3Ni ocorre um processo de oxidaccedilatildeo que resulta
na formaccedilatildeo da fase de Bi2O3 e a fase de Bi12NiO19 todas associadas ao consumo de Bi da fase
Bi3Ni
Para realizaccedilatildeo de estudos futuros com o intuito de se obter a fase uacutenica de Bi3Ni
pode-se alterar ligeiramente as massas dos produtos com a adiccedilatildeo de um pouco de niacutequel
67
Pode-se melhorar o controle das condiccedilotildees de realizaccedilatildeo dos tratamentos teacutermicos com o
intuito de se evitar a oxidaccedilatildeo A realizaccedilatildeo de medidas de DSC ateacute a temperatura de 800 0C
poderaacute revelar picos exoteacutermicos e propiciar condiccedilotildees para se calcular a energia necessaacuteria
para promover a cristalizaccedilatildeo da fase amorfa
68
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27
Onde 120596119894 representa a intensidade observada no i-eacutesimo ponto (sendo expresso por 120596119894 =
1 119910119894frasl ) e 119910119894 representa a intensidade observada e 119910119888119894 a intensidade calculada [46]
As medidas precisas de intensidades dadas em intervalos de 2θ o incremento de 2θ
constante um modelo inicial proacuteximo a estrutura real da amostra satildeo alguns requisitos que
devem ser analisados antes de se iniciar o refinamento
Deve-se ficar claro que o MR natildeo se trata de um software os programas satildeo utilizados
para realizar os caacutelculos matemaacuteticos requeridos pelo meacutetodo Existem diversos programas
computacionais que usam o MR dentre eles o pacote de programas GSAS (General Structure
Analysis System) [47] e o EXPGUI [48]
Para se descrever o formato dos picos de DRX de materiais nanoestruturados
recomenda-se utilizar a funccedilatildeo perfil pseudo-Voigt de Thompson-Cox-Hasting modificada
(funccedilatildeo de perfil CW 4 no pacote GSAS [47]) que considera o modelo anisotroacutepico de Stephens
e efeitos de textura [4950]
Nesta funccedilatildeo de perfil a largura a meia altura (FWHM) das partes gaussiana (ΓG) e
Lorentziana (ΓL) eacute expressa da seguinte forma
Γ119866 = [(119880 + (1 minus 120578)2119889ℎ1198961198974 Γ119878
2(ℎ119896119897))1199051198861198992120579 + 119881119905119886119899120579 + 119882 +119875
1198881199001199042120579]
12
(5)
e
Γ119871 = 120578119889ℎ1198961198972 Γ119878(ℎ119896119897) 119905119886119899120579 +
119883+119883119890119888119900119904120601
119888119900119904120579 (6)
Onde dhkl eacute a distacircncia entre os planos da rede e θ eacute o acircngulo de Bragg Na parte gaussiana os
paracircmetros V e W dependem dos instrumentos Os paracircmetros P e o termo X + Xecosφ
descrevem respectivamente as contribuiccedilotildees Gaussianas e Lorentzianas para o tamanho de
cristalito Os paracircmetros P e X correspondem ao tamanho de cristalito isotroacutepico enquanto Xe
expressa efeitos de tamanho de cristalito anisotroacutepicos φ eacute o acircngulo entre o vector de reflexatildeo
e o seu respectivo eixo de ampliaccedilatildeo
O paracircmetro de tensatildeo isotroacutepica U e o paracircmetro de tensatildeo anisotroacutepica ΓS (hkl)
expressam o alargamento de pico causado por deformaccedilotildees na rede cristalina ΓS (hkl) eacute uma
28
funccedilatildeo do alargamento (hkl) e depende da simetria de cristal [4950] O paracircmetro η eacute um
coeficiente de mistura que determina as contribuiccedilotildees do alargamento gaussiano (η = 0) e
Lorentziano (η = 1)
O tamanho de cristalito aparente pode ser determinado pela formula de Scherrer
Considerando o refinamento de todos esses paracircmetros para ajustar as larguras de linha e
assumindo que a contribuiccedilatildeo da distribuiccedilatildeo de tamanho de cristalitos eacute anisotroacutepica isto eacute
fazendo P = 0 na equaccedilatildeo 5 pode-se calcular o tamanho de cristalito (lang119889rang) pela seguinte foacutermula
[52]
lang119889rang =(18000119870120582)
119871119909120587 (7)
Considerando tambeacutem que as microtensotildees satildeo isotroacutepicas e fazendo ΓS (hkl) =0 na
equaccedilatildeo 6 pode-se calcular seu percentual pela foacutermula contida no Manual do GSAS [52]
assim a microdeformaccedilatildeo (ε) pode ser expressa por
120576 =120587
18000radic(81198971198992)(119866119880 minus 119866119880119900)100 (8)
Onde GUo eacute o valor previamente obtido do material padratildeo utilizado na calibraccedilatildeo do
equipamento Os valores obtidos para a amostra padratildeo satildeo considerados como iniciais para
paracircmetros ajustaacuteveis e mantidos fixos para os demais durante o ajuste de difratogramas de
amostras em estudo [53]
Durante o refinamento pelo meacutetodo de Rietveld um conjunto de paracircmetros varaacuteveis eacute
calculado e refinado em relaccedilatildeo aos dados digitalizados do difratograma abaixo apresenta-se
um breve detalhamento desses paracircmetros [414243]
29
1- Fator de escala corresponde agrave correccedilatildeo de proporcionalidade entre o padratildeo
difratomeacutetrico calculado e o observado
2- Linha de base (background) eacute corrigida a partir de dados coletados no proacuteprio
difratograma e da interpolaccedilatildeo entre estes pontos Eacute importante conhecer o
comportamento da linha de base jaacute que esta fornece informaccedilotildees a respeito da presenccedila
de fases amorfas na amostra e pode ser incluiacuteda em uma rotina de quantificaccedilatildeo das
fases envolvidas
3- Perfil de pico conjunto de funccedilotildees analiacuteticas em que se modelam efeitos relacionados
ao perfil Algumas equaccedilotildees analiacuteticas satildeo propostas para corrigir estes efeitos como
as equaccedilotildees Gaussiana Lorentziana e de assimetria
4- Paracircmetros da ceacutelula Podem ser corrigidos pela Lei de Bragg (nλ=2dsenθ) onde o
espaccedilamento d estaacute relacionado aos iacutendices de Miller e portanto aos paracircmetros de
ceacutelula (a b c α β γ) A indexaccedilatildeo dos picos eacute feita levando-se em conta os paracircmetros
da ceacutelula e a intensidade calculada o que mostra certa vantagem em relaccedilatildeo a teacutecnicas
convencionais pois todos os paracircmetros que influenciam na discrepacircncia dos valores
de d satildeo refinados conjuntamente com os das intensidades
5- Fator de estrutura os paracircmetros variaacuteveis deste fator satildeo posiccedilotildees atocircmicas fatores
de temperatura isotroacutepicos ou anisotroacutepicos e o nuacutemero de ocupaccedilatildeo
6- Deslocamento paracircmetros de correccedilatildeo dos deslocamentos devido agrave fuga do ponto focal
da oacuteptica do difratocircmetro
7- Orientaccedilatildeo preferencial correccedilatildeo de problemas gerados na preparaccedilatildeo de amostra
Trabalhos da literatura mostram que a reduccedilatildeo computacional da orientaccedilatildeo preferencial
tem eficiecircncia limitada daiacute a preocupaccedilatildeo em controlar este efeito durante a preparaccedilatildeo
da amostra
30
251 Iacutendices de avaliaccedilatildeo da qualidade do refinamento
A qualidade do refinamento deve ser verificada atraveacutes de indicadores estatiacutesticos
numeacutericos que satildeo utilizados durante o processo iterativo (caacutelculos) e apoacutes o teacutermino deste
para aferir se o refinamento estaacute se procedendo de modo satisfatoacuterio [46]
Os refinamentos realizados no software GSAS [47] devem ser acompanhados no que
diz respeito a convergecircncia ao miacutenimo global por iacutendices de confiabilidade para julgar a
qualidade dos mesmos dentre eles o Rwp (R ponderado) e o 1205362 chamado de ldquogoodnees of fit
os quais estatildeo relacionados com o perfil do difratograma [46]
O Rwp eacute expresso por
119877119908119901 = ( radicsum 120596119894(119910119894minus 119910119888119894)2
119894
sum 120596119894(119910119894)2119894
) 119909 100 (9)
O denominador do Rwp eacute a funccedilatildeo de minimizaccedilatildeo (equaccedilatildeo 4) Esse eacute o iacutendice que deve
ser analisado para verificar se o refinamento estaacute convergindo Se o valor de Rwp estaacute
diminuindo entatildeo o refinamento estaacute sendo bem-sucedido Bons refinamentos fornecem
valores de Rwp da ordem de 2 a 10 tipicamente se encontram entre 10 e 20 [46]
O Rexp eacute o valor estatisticamente esperado sendo expresso conforme [54]
119877119890119909119901 = [(119873minus119875)
sum 119908119894(119910119894(119900119887119904))sup2]
12frasl
(10)
Por sua vez o 1205362 eacute definido como
1205942 = 119877119908119901
119877119890119909119901 (11)
Trata-se de um iacutendice frequentemente utilizado estando relacionado agrave qualidade do
ajuste entre o difratograma calculado e o observado Espera-se que seu valor seja equivalente a
10 em um refinamento perfeito sendo que na praacutetica valores em torno de 50 caracterizam
refinamentos otimizados [43] O Rexp utilizado para se determinar o valor de 1205362 eacute o valor
estatisticamente esperado para o Rwp
31
252 GSAS-EXPGUI
O diagrama de blocos da Figura 12 descreve os procedimentos a serem seguidos para se
iniciar um refinamento no software EXPGUI [48]
Figura 12 Diagrama de blocos com ordem dos procedimentos para iniacutecio do refinamento no EXPGUI
Iniciar o programa
Adicionar as fases
Inserir o Difratograma Experimental
Inserir o arquivo PRM
Escolha da funccedilatildeo de background
powpref
genles
Abertura do programa com criaccedilatildeo de um novo arquivo referente ao
refinamento que seraacute iniciado
A adiccedilatildeo das fases presentes na amostra normalmente utiliza-se arquivos
com as informaccedilotildees cristalograacuteficas com a extensatildeo cif
Insere-se o arquivo contendo o difratograma experimental (com a extensatildeo
gsas)
Inserir o PRM O arquivo PRM conteacutem informaccedilotildees instrumentais do
difratocircmetro utilizado como por exemplo o nome do difratocircmetro o
comprimento de onda da radiaccedilatildeo utilizada a polarizaccedilatildeo e os paracircmetros de
perfil relacionados ao alargamento instrumental
O passo seguinte eacute a escolha da funccedilatildeo de background e o nuacutemero de termos
que se iraacute utilizar O programa dispotildee de 8 tipos de funccedilotildees background Na
sequecircncia deve-se escolher a funccedilatildeo de perfil que iraacute modelar os picos de
difraccedilatildeo O GSAS possui cinco funccedilotildees Nesse trabalho utilizou-se a funccedilatildeo
nuacutemero 4
Preparar e carregar os dados
Prepara para rodar os ciclos de refinamento
32
Concluiacutedo os processos descritos na Figura 12 inicia-se o refinamento dos paracircmetros
vale ressaltar que a utilizaccedilatildeo da funccedilatildeo perfil pseudo-Voigt de Thompson-Cox-Hasting
modificada embora seja mais interessante para refinamentos de estruturas ela pode apresentar
alguma complicaccedilatildeo devido agrave grande quantidade de paracircmetros altamente correlacionados (GU
GV GW GP LX) que tornam a convergecircncia um desafio agrave paciecircncia
Entretanto a sua aplicaccedilatildeo pode ser significativamente simplificada se um refinamento
preacutevio de uma amostra padratildeo for realizado e os paracircmetros instrumentais obtidos forem
usados como paracircmetros iniciais para o refinamento do material desejado [46]
Na Figura 13 apresenta-se um print da interface do EXPGUI Durante os procedimentos
de refinamento
Figura 13 Interface do EXPGUI para refinamento dos paracircmetros
Para refinamento dos paracircmetros o conhecimento da correlaccedilatildeo de cada fator torna mais
faacutecil o sucesso e a qualidade final do refinamento Escolhendo-se a funccedilatildeo de perfil 4 tem-se as
seguintes correlaccedilotildees mostradas na tabela 3
33
Tabela 3 Correlaccedilotildees e definiccedilotildees para as variaacuteveis envolvidas no refinamento pelo MR no EXPGUI
PARAcircMETRO CORRELACcedilAtildeO NO MODELO REFINADO
GV e GW Definem a largura da gaussiana relacionada ao alargamento instrumental
GU Define a largura da gaussiana relacionada agrave micro deformaccedilatildeo da rede
GP Define a largura da gaussiana relacionada ao tamanho de cristalito
LX Define a largura da lorentziana relacionada ao tamanho de cristalito
PTEC Avalia a anisotropia do tamanho de cristalito relacionada ao alargamento de
Lorentz
SHKL Define a micro deformaccedilatildeo da rede relacionada ao alargamento de Lorentz Seu
nuacutemero de termos depende da simetria de Laue
TRNS Descreve a profundidade de penetraccedilatildeo dos raios X em uma amostra
SHFT Determina o deslocamento em 2θ devido agrave posiccedilatildeo da amostra no porta amostra
SFEC Avalia a anisotropia quando haacute falhas de empilhamento da rede
ETA Eacute o termo de mistura entre as contribuiccedilotildees de Gauss e de Lorentz
SL e HL Satildeo termos de assimetria relacionados agrave divergecircncia axial
25 Calorimetria Diferencial de Varredura
A calorimetria diferencial de varredura (Differential Scanning Calorimetry- DSC) eacute um
meacutetodo de medida bem estabelecido e usado numa ampla escala em diferentes aacutereas de
pesquisa Com as medidas de DSC eacute possiacutevel investigar a evoluccedilatildeo teacutermica dos materiais e
tambeacutem avaliar grandezas como pureza capacidade teacutermica calor de transiccedilatildeo transiccedilotildees
viacutetreas relaxaccedilatildeo teacutermica [2]
O sistema DSC consiste na detecccedilatildeo de um sinal eleacutetrico gerado pela diferenccedila de
temperatura entre o material de referecircncia cujo comportamento com a temperatura eacute conhecido
e o material que estaacute sendo investigado (amostra) O DSC eacute um meacutetodo calorimeacutetrico no qual
satildeo medidas diferenccedilas de energia A Figura 14 ilustra a configuraccedilatildeo de um DSC
34
Figura 14 Ilustraccedilatildeo da configuraccedilatildeo de um DSC
As curvas construiacutedas com os dados DSC permitem identificar substacircncias construir
diagramas de fase aleacutem de determinar a fraccedilatildeo de cristalinidade dos materiais A amostra natildeo
inerte pode sofrer periodicamente fenocircmenos de absorccedilatildeo ou geraccedilatildeo de calor em funccedilatildeo do
tempo temperatura e posiccedilatildeo do meio Entre os processos de absorccedilatildeo de calor (endoteacutermicos)
pode-se destacar a fusatildeo a sublimaccedilatildeo a adsorccedilatildeo e entre os processos de geraccedilatildeo de calor
(exoteacutermicos) destacam-se a cristalizaccedilatildeo e a desorccedilatildeo
De acordo com o fenocircmeno ocorrido com a amostra no interior do equipamento a curva
gerada poderaacute apresentar picos endoteacutermicos ou exoteacutermicos a associaccedilatildeo dos dados com um
diagrama de fases um DRX ou outra teacutecnica poderaacute ser necessaacuterio para se extrair informaccedilotildees
consistentes A Figura 15 ilustra as possiacuteveis configuraccedilotildees encontradas em uma curva tiacutepica
de DSC
Figura 15 Representaccedilatildeo graacutefica dos padrotildees geneacutericos de picos apresentados no DSC
35
Dentre os possiacuteveis fenocircmenos apresentados por uma amostra em um DSC pode-se
obter picos exoteacutermicos ou endoteacutermicos Pode-se calcular a energia de ativaccedilatildeo (Ea) necessaacuteria
para promover a cristalizaccedilatildeo ou a nucleaccedilatildeo de uma fase Para tanto eacute necessaacuterio conhecer
valores de temperaturas de pico de cristalizaccedilatildeo (Tc) medidas para diferentes taxas de
aquecimento constantes (τ) e aplicar esses valores na equaccedilatildeo de Kissinger mostrada abaixo
[2]
119897119899 (τ
1198791198882) = minus
119864119886
119877119879119888+ 119888 (12)
onde R = 831 Jmol K eacute a constante molar dos gases e c eacute uma constante arbitraria
36
3 PROCEDIMENTOS EXPERIMENTAIS
31 Produccedilatildeo da Amostra
Para produccedilatildeo da amostra de Bi3Ni utilizou-se a formula AxBy onde x + y =100 e as
relaccedilotildees abaixo descritas as quais permitem encontrar os valores em fraccedilatildeo da massa de cada
componente
119872119879119900119905119886119897 = (119909
119909+119910) 119872119860 + (
119910
119909+119910) 119872119861
119876119860 = (119909
119909+119910)
119872119860
119872119879119874119879119860119871 e (13)
119876119861 = (119910
119909 + 119910)
119872119861
119872119879119874119879119860119871
onde MTotal = massa total a ser pesada MA = massa do elemento A (constante na Tabela
Perioacutedica) MB = massa do elemento B (constante na Tabela Perioacutedica) QA = fraccedilatildeo da massa
do elemento A a ser pesada e QB = fraccedilatildeo da massa do elemento B a ser pesada
Considerando-se as relaccedilotildees acima a amostra composta pelos elementos quiacutemicos
Niacutequel (Ni) e Bismuto (Bi) foi produzida com a massa total de 3 gramas sendo 026 gramas
de Ni (Alfa Aesar com 9995 de pureza e com tamanho de partiacutecula de minus100 mesh) e 274
gramas de Bi (Alfa Aesar com 9995 de pureza e com tamanho de partiacutecula de minus100 mesh)
Para pesagem foi utilizada a balanccedila eletrocircnica de alta precisatildeo (001mg) SHIMADZU modelo
(AUW220D)
32 Siacutentese Mecacircnica
Apoacutes a preparaccedilatildeo da amostra iniciou-se a fase da moagem mecacircnica Para tal utilizou-
se o moinho High Energy Ball Mill Emax da Retsch pertencente ao Laboratoacuterio de Siacutentese e
Caracterizaccedilatildeo de Nanomateriais (LSCN) do IFAM O moinho Emax combina vantagens de
diversos tipos de moinho tais como impacto de alta frequecircncia (moinho oscilante) atrito
37
intenso (moinho oscilante de discos) e movimentos rotativos controlados do vaso de moagem
(moinho de bolas planetaacuterio) o que proporciona um oacutetimo desempenho [55]
Na Figura 16 satildeo mostradas as imagens do moinho na imagem agrave esquerda observa-se a posiccedilatildeo
de fixaccedilatildeo dos dois jarros de moagem
Figura 16 Moinho High Energy Ball Mill Emax
Os suportes de cada vaso satildeo afixados sobre dois discos que giram no mesmo sentido
movendo assim os vasos por uma trajetoacuteria circular sem que estes modifiquem sua orientaccedilatildeo
A accedilatildeo combinada da geometria dos vasos e da mecacircnica do movimento gera um forte atrito
entre as bolas a amostra e as paredes do vaso bem como uma elevada aceleraccedilatildeo que lanccedila as
bolas com forte impacto contra a amostra junto agraves paredes do vaso Disso resulta uma melhor
mistura das partiacuteculas e uma menor granulometria final [55]
O moinho possui um sistema de resfriamento por aacutegua permitindo que a elevada
aplicaccedilatildeo de energia possa ser aproveitada com eficiecircncia no processo de moagem sem que a
amostra se superaqueccedila
A amostra foi colocada no jarro de moagem juntamente com 3 esferas de accedilo inoxidaacutevel
com massa total de 2092 g resultando numa BPR aproximada de 71 O jarro de moagem foi
levado a glove box onde foi realizado o vaacutecuo do ambiente com a posterior injeccedilatildeo de gaacutes
Argocircnio e a selagem do vaso de moagem Esse procedimento teve como objetivo evitar uma
possiacutevel oxidaccedilatildeo da amostra durante a moagem mecacircnica
38
Na Figura 17 eacute possiacutevel visualizar o jarro de moagem em dois momentos sendo o
primeiro entes do fechamento com as esferas e a amostra e posteriormente durante o processo
de fechamento dentro da glove box
Figura 17 Preparaccedilatildeo e selagem do vaso de moagem
O primeiro processo de moagem da mistura foi realizado durante uma hora Apoacutes esse
tempo o jarro foi aberto e feito uma Difraccedilatildeo de Raios X (DRX) da amostra Seguiu-se entatildeo
para selagem do vaso de moagem e preparaccedilatildeo para novo ciclo de moagem O intervalo de
moagem passou a ser de 3 horas sendo realizado em trecircs etapas de 1 hora entre cada etapa
houve um intervalo de 5 minutos para resfriamento da amostra realizadas sem abertura do jarro
de moagem
No procedimento foi utilizada a rotaccedilatildeo de 1000 rpm a temperatura do vaso variou de
27 degC agrave 39 degC no final da moagem Apoacutes as 3 horas de moagem o vaso foi aberto e realizou-se
um DRX da amostra Esse processo se repetiu por seis vezes tendo gerado intervalos de tempo
de1h 4hs 7hs 10hs 13hs 16hs e 19hs de moagem
O fim da moagem foi estabelecido com base na anaacutelise dos difratogramas da amostra e
da constataccedilatildeo de equiliacutebrio na evoluccedilatildeo ou formaccedilatildeo de novas fases
39
33 Difraccedilatildeo de Raios X
As medidas de DRX foram realizadas no Laboratoacuterio de Materiais (LabMat) da UFAM
utilizando um Difratocircmetro de Raio-X modelo Empyrean da PANalytical com radiaccedilatildeo CuKα1
de 1 5406 Aring e se dividiram em duas etapas
A primeira etapa foi realizada com os intervalos de 1h 4hs 7hs 10hs 13hs 16hs e 19
horas e teve como finalidade acompanhar a evoluccedilatildeo estrutural da amostra e confirmar a
formaccedilatildeo da fase uacutenica de Bi3Ni
A Figura 18 apresenta o porta amostra em duas etapas distintas a primeira com a
amostra sendo preparada adequadamente e na segunda pronta para a realizaccedilatildeo do DRX
Figura 18 Preparaccedilatildeo da amostra para realizaccedilatildeo de DRX
Os difratogramas experimentais gerados foram submetidos agrave identificaccedilatildeo das fases
cristalinas atraveacutes de comparaccedilotildees com padrotildees difratomeacutetricos disponibilizados no banco de
dados do Inorganic Crystal Structure Database ndash ICSD
Na Figura 19 apresenta-se o goniocircmetro difratocircmetro de raio-X modelo Empyrean da
PANalytical
40
Figura 19 Difratocircmetro de Raio-X modelo Empyrean da PANalytical
Os padrotildees usados de DRX foram os seguintes
Faixa de acircngulo 10 ndash 100deg
Velocidade de escaneamento 1deg min
Tempo aproximado de realizaccedilatildeo do difratograma 45 min
Tubo de raio-X de cobre (Cu)
Voltagem 40 kV
Corrente 30 mA
Divergecircncia de fenda 10 (deg)
Dispersatildeo de fenda 10 (deg)
A segunda etapa das medidas de DRX foi realizada com uso do forno e medidas in situ
tendo sido realizadas com a amostra moiacuteda por 19 horas nas temperaturas de 250 2500 3000 e
350 0C essas medidas tiveram a finalidade de acompanhar o comportamento estrutural em
funccedilatildeo da temperatura e estudar a estabilidade teacutermica da amostra Detalhes do forno estatildeo
ilustrados nas Figuras 20
41
Figura 20 Preparaccedilatildeo da amostra e porta amostra no forno do DRX
A primeira mediccedilatildeo foi realizada a temperatura de 25 oC seguindo-se de um
aquecimento a taxa de 10 oCmin ateacute atingir a temperatura de 250 oC apoacutes atingir a temperatura
procedeu-se uma execuccedilatildeo de uma isoteacutermica por 10 minutos antes da mediccedilatildeo in situ de DRX
O procedimento foi repetido para as temperaturas de 300 oC e 350 oC conforme pode-se
observar na rampa de aquecimento da Figura 21
Figura 21 Rampa de aquecimento para medidas in situ de DRX
34 Refinamento pelo Meacutetodo de Rietveld
Para realizaccedilatildeo dos refinamentos pelo MR desta dissertaccedilatildeo utilizou-se o programa
GSAS (General Structure Analysis System) e o EXPGUI [4748]
42
Para se descrever o formato dos picos de DRX utilizou-se a funccedilatildeo perfil pseudo-Voigt
de Thompson-Cox-Hasting modificada funccedilatildeo de perfil CW 4 no pacote GSAS que considera
o modelo anisotroacutepico de Stephens e efeitos de textura [4950]
Para o coeficiente de mistura (η) que determina as contribuiccedilotildees do alargamento
gaussiano (η = 0) e Lorentziano (η = 1) nas equaccedilotildees 5 e 6 foi utilizado neste trabalho o valor
de η = 075
Os coeficientes de alargamento instrumental V e W constantes na equaccedilatildeo 5 foram
previamente obtidos a partir do DRX de uma amostra padratildeo bem cristalizada e mantidos fixos
no refinamento dos dados experimentais
Para o caacutelculo do tamanho meacutedio de cristalito com o uso da equaccedilatildeo 7 utilizou-se o
valor de K = 091 e 120582=0154056 nm
O GSAS dispotildee de 8 tipos de funccedilotildees de background neste trabalho utilizou-se a funccedilatildeo
polinomial de Chebyshev o nuacutemero de termos variou tendo sido utilizados 20 termos na funccedilatildeo
polinomial para refinamentos com a presenccedila da fase amorfa e 6 termos apoacutes a cristalizaccedilatildeo da
fase amorfa
Para iniacutecio do refinamento no programa EXPGUI foi utilizado o diagrama de blocos da
Figura 12 e para o refinamento dos paracircmetros as correlaccedilotildees da tabela 3
35 Tratamento Teacutermico
Foi realizado um tratamento teacutermico na amostra moiacuteda por 19 horas com a finalidade
de promover o relaxamento dos defeitos e tensotildees causados durante a moagem mecacircnica e a
cristalizaccedilatildeo da fase amorfa presente A partir da temperatura ambiente 25 oC iniciou-se o
aquecimento a uma taxa de 10 oCmin A temperatura final foi de 800 oC seguindo-se do
desligamento do forno que se manteve fechado ateacute que a temperatura da amostra atingisse
25 oC Em seguida a amostra foi retirada do forno e foi realizado um DRX Utilizou-se um forno
tubular com tubo de quartzo e uma atmosfera com fluxo constante de gaacutes argocircnio ilustrado
na Figura 22
43
Figura 22 Forno utilizado para realizar o tratamento teacutermico
36 Calorimetria Diferencial de Varredura (DSC)
As medidas de DSC foram realizadas na amostra moiacuteda por 19 horas em uma ceacutelula
Netzsch modelo DSC 3500 Sirius pertencente ao Laboratoacuterio de Termo ciecircncias da UFAM
Para realizaccedilatildeo das medidas utilizou-se um fluxo de proteccedilatildeo de N2 a 50 mlmin com
temperatura inicial de 25 oC e temperatura final de 550 oC
Foram realizadas quatro medidas com as taxas de transferecircncia de calor de 25 oCmin
5 oCmin 10 oCmin e 20 oCmin Foram utilizados cadinhos (porta amostra) de alumiacutenio e a
massa meacutedia de 22 mg de amostra foi utilizada nos quatro experimentos
Na Figura 23 eacute mostrada a ceacutelula Netzsch modelo DSC 3500 Sirius onde foram
realizadas as medidas e os cadinhos sendo dois fechados e um com a amostra visiacutevel
Figura 23 Equipamento utilizado para realizar o DSC
44
4 RESULTADOS E DISCUSSOtildeES
41 Evoluccedilatildeo estrutural
A Figura 24 mostra a evoluccedilatildeo estrutural durante o processo de siacutentese conforme
descrito nos procedimentos experimentais Qualitativamente podemos ver nesta figura uma
modificaccedilatildeo gradativa dos padrotildees de difraccedilatildeo O pico mais intenso da amostra moiacuteda por 1
hora corresponde ao plano (1 0 -2) do Bi precursor
Acompanhando o comportamento deste plano em especiacutefico constata-se que entre a
primeira e a quarta hora o mesmo sofre apenas uma ligeira diminuiccedilatildeo Concomitantemente
com este decreacutescimo emergem pequenos novos picos em 2θ aproximadamente entre 28 e 35o
Com 7 horas de moagem os novos picos satildeo evidentes e foram identificados junto agrave base de
dados do ICSD como a estrutura desejada Bi3Ni grupo espacial Pnma (cartatildeo nuacutemero 391336)
Em 13 horas de moagem o pico do Bi atinge seu miacutenimo e segue estaacutevel ateacute 19 h de moagem
Dada a observaccedilatildeo da estabilizaccedilatildeo estrutural o processo foi interrompido Uma anaacutelise mais
detalhada dos difratogramas seraacute mostrada e discutida na sequecircncia
Figura 24 Padratildeo de difraccedilatildeo observado para amostra e Bi3Ni durante todo intervalo de moagem
10 20 30 40 50 60 70 80
19h
16h
1h
10h
1h
7h
4h
2(graus)
1h
13h
Inte
nsid
ade (
ua
)
45
Na Figura 25 mostramos a indexaccedilatildeo das fases na primeira hora de moagem onde foi
verificada o iniacutecio da nucleaccedilatildeo do Bi3Ni Tambeacutem eacute possiacutevel observar os picos do elemento
precursor minoritaacuterio no caso o Niacutequel (cartatildeo ICSD 64703)
Figura 25 Difratograma obtido apoacutes a primeira hora de moagem
Seguindo o processo de moagem conforme descrito nos procedimentos experimentais
a amostra foi moiacuteda por mais 3 horas totalizando 4 horas de moagem os difratogramas obtidos
satildeo apresentados nas Figuras 26 e 27 Nesta etapa jaacute natildeo eacute mais possiacutevel identificar a presenccedila
dos picos referentes ao niacutequel dessa forma somente satildeo observados os picos do bismuto e do
Bi3Ni Poreacutem como verificamos na Figura 24 a nucleaccedilatildeo da liga Bi3Ni continua ocorrendo
sistematicamente
Na Figura 26 mostramos uma comparaccedilatildeo do difratograma padratildeo de Bi3Ni (cartatildeo
nuacutemero 391336 do ICSD) com o difratograma da amostra moiacuteda por 4 horas plotados em
conjunto para destacar a nucleaccedilatildeo da fase de Bi3Ni
Na Figura 27 apresenta-se o resultado do refinamento pelo meacutetodo de Rietveld para as
4 horas de moagem Eacute possiacutevel verificar um bom acordo entre o padratildeo de DRX da amostra e
o padratildeo refinado por MR Os fatores de qualidade podem ser verificados na tabela 4 Neste
refinamento obtivemos uma fraccedilatildeo de fase equivalente a 67 de Bi e 33 de Bi3Ni
46
Figura 26 Difratograma da amostra moiacuteda durante 4 horas (curva com ruiacutedo) e o padratildeo idealizado
do Bi3Ni calculado a partir do arquivo CIF (cartatildeo ICSD no 391336)
Figura 27 Padratildeo observado no DRX (4horas) calculado e residual obtidos no refinamento pelo MR
10 20 30 40 50 60 70 80
23 24 25 26 27 28 29 30 31 32 33
Inte
nsid
ade (
ua
)
2(graus)
4 horas
CIF Bi3Ni
10 20 30 40 50 60 70 80
Experimental
Calculado
Residual
Inte
nsid
ade (
u a)
2 (graus)
4 horas
25 30 35 40 45
47
Em todas as etapas do processo de moagem foram obtidos refinamentos com iacutendices de
qualidade muito semelhantes Natildeo houve alteraccedilatildeo nos acircngulos da ceacutelula unitaacuteria do composto
de Bi3Ni que permanecerem com α= β= λ = 90o Os valores obtidos para os iacutendices de avaliaccedilatildeo
da qualidade e os paracircmetros de rede encontram-se na tabela 4
Tabela 4 Valores de Rwp e 1205362 obtidos nos refinamentos realizados durante o processo de moagem
mecacircnica para o Bi3Ni
Com os resultados obtidos nos refinamentos determinou-se as contribuiccedilotildees em
porcentagem de cada fase em funccedilatildeo do tempo de moagem Verifica-se que apoacutes a primeira
hora de moagem natildeo se identifica no difratograma a presenccedila de Ni entretanto a fase de Bi3Ni
continua nucleando indicando que ainda existe niacutequel disponiacutevel para a formaccedilatildeo desta fase
Pode-se conceber algumas hipoacuteteses para este fato A primeira refere-se agrave sensibilidade do
equipamento de DRX que natildeo identifica precisamente elementos com fraccedilatildeo de fase menor
que 10 Outa hipoacutetese provaacutevel pode ser atribuiacutea a uma adesatildeo do niacutequel nas paredes do jarro
de moagem ou nas esferas de accedilo tendo em vista sua ductilidade
Na Figura 28 foi plotado a fraccedilatildeo de cada uma das fases presentes no processo de
moagem em funccedilatildeo do tempo Fica evidente que apoacutes a primeira hora a fraccedilatildeo de fase do niacutequel
eacute zero mas continua ocorrendo a nucleaccedilatildeo do Bi3Ni que estabiliza em 13 horas
TEMPO DE MOAGEM RWP 1205362 PARAcircMETROS DE REDE DO BI3NI
a (Å) b (Å) c (Å) Volume (Å3)
4 HORAS 77 139 8890(9) 4102(1) 11502(1) 41949(6)
7 HORAS 70 137 8891(3) 4106(1) 11500(1) 41986(9)
10 HORAS 71 131 8888(1) 4104(8) 11495(1) 41939(5)
13 HORAS 65 124 8893(5) 4104(3) 11507(1) 42003(2)
16 HORAS 64 124 8888(7) 4102(9) 11499(9) 41940(1)
19 HORAS 63 123 8894(1) 4105(1) 11506(5) 42012(3)
48
Figura 28 Fraccedilatildeo das fases de Ni Bi e Bi3Ni em funccedilatildeo do tempo de moagem
Utilizando-se a equaccedilatildeo 7 com os dados obtidos no refinamento pelo MR calculou-se
o tamanho meacutedio dos cristalitos de Bi3Ni em funccedilatildeo do tempo de moagem Na Figura 29
apresenta-se em forma de um graacutefico os valores obtidos Observamos que entre a quarta e a
seacutetima hora haacute um aumento aproximado de 14 no tamanho meacutedio do cristalito pode-se
atribuir esse aumento a uma possiacutevel deformaccedilatildeo plaacutestica da amostra acarretando num
acreacutescimo da aacuterea de superfiacutecie o que aumentaria progressivamente a probabilidade de
soldagem a frio dessas partiacuteculas gerando assim um aumento do tamanho meacutedio do cristalito
Entre a seacutetima e a deacutecima hora de moagem ocorre uma reduccedilatildeo de 26 no tamanho do
cristalito maior valor percentual obtido entre intervalos de moagem Entre a deacutecima sexta e a
deacutecima nona hora haacute uma estabilizaccedilatildeo no processo de reduccedilatildeo do tamanho de cristalito
Obtivemos no final do processo uma reduccedilatildeo total de aproximadamente 59 o que representa
um tamanho meacutedio de cristalito na ordem de 2653 nm
Plota-se na Figura 29 um graacutefico com tamanho meacutedio de cristalito do composto Bi3Ni
em funccedilatildeo do tempo de moagem
0 5 10 15 20
0
20
40
60
80
100
Fra
ccedilao d
e fases (
)
Tempo de moagem ( horas)
Bi
Bi3Ni
Ni
49
Figura 29 Tamanho meacutedio de cristalito de Bi3Ni em funccedilatildeo do tempo de moagem
Natildeo houve formaccedilatildeo de novas fases ou aparentemente quaisquer outras alteraccedilotildees
significativas apoacutes a deacutecima terceira hora de moagem Os uacutenicos efeitos com a continuaccedilatildeo da
moagem foram a melhora da cristalizaccedilatildeo da fase de interesse e o aumento de intensidade do
perfil referente a fase amorfa Poreacutem o processo de moagem totalizou 19 horas a finalidade
deste intervalo apoacutes a estabilizaccedilatildeo de formaccedilatildeo da fase pretendida foi verificar a possibilidade
de oxidaccedilatildeo da amostra que ficou exposta ao ambiente durante a execuccedilatildeo do DRX
Observa-se nos difratogramas da Figura 24 a formaccedilatildeo de uma acentuada elevaccedilatildeo na
linha de base entre a faixa de 2θ que vai de aproximadamente 26deg a 36deg A forma ou perfil
dessa elevaccedilatildeo eacute um forte indicio do aparecimento de uma fase amorfa Para alcanccedilar bom
acordo nos refinamentos Rietveld foram necessaacuterios 20 termos na funccedilatildeo polinomial de
Chebyshev para descrever estas linhas de base (background)
Analisando-se portanto os difratogramas referentes agraves etapas de 10 13 16 e 19 horas
eacute possiacutevel identificar o crescimento dessa fase amorfa conforme mostramos na Figura 30
4 6 8 10 12 14 16 18 20
25
30
35
40
45
50
55
Ta
ma
nh
o m
eacuted
io d
e c
rista
lito
(n
m)
Tempo de moagem (horas)
50
Estas curvas satildeo particularmente interessantes uma vez que podemos avaliar as
distacircncias R entre os primeiros vizinhos da fase desordenada aplicando a equaccedilatildeo de Ehrenfest
que pode ser expressa como [56]
2Rsen(θ) = 123λ (14)
O maacuteximo destas curvas correspondem a 2θ ~29o o que nos leva a distacircncias aproximada
de 38 Aring Esta distacircncia natildeo fere nenhum viacutenculo de distancias entre os atamos para
Ni-Ni~248 Aring Ni-Bi~ 278 Aring Bi-Bi~308 Aring Bi-O~214 Aring
Figura 30 Comparaccedilatildeo das funccedilotildees de background para a amostra moiacuteda por 10 13 16 e 19 horas
Com objetivo de avaliar com mais detalhes a estrutura nanocristalina e amorfa
realizamos medidas de difraccedilatildeo com configuraccedilotildees que produzissem uma maior qualidade nos
dados obtidos utilizamos uma cacircmara com baixo vaacutecuo e aumentamos o tempo de aquisiccedilatildeo
dos dados
A Figura 31 mostra o padratildeo obtido para a amostra final moiacuteda por 19 horas
Destacamos a evidente fase amorfa que se forma
10 20 30 40 50 60 70 80
19 horas
16 horas
13 horas
10 horas
Inte
nsid
ade (
u a)
2 (graus)
51
Figura 31 Formaccedilatildeo da fase amorfa na amostra de Bi3Ni apoacutes 19 horas de moagem
Comparando o padratildeo de DRX obtido para amostra moiacuteda por 19 horas com o
difratograma padratildeo de Bi3Ni (cartatildeo nuacutemero 391336 do ICSD) pode-se constatar a
equivalecircncia dos picos conforme apresentada Figura 32
Com os difratogramas de maior resoluccedilatildeo verificamos a presenccedila embora em uma
pequena fraccedilatildeo de Bi (ICSD no 64703) Assim como uma ligeira sugestatildeo da existecircncia de
Bi2O3 (ICSD no 41764) vislumbra-se essa fase em virtude da possiacutevel oxidaccedilatildeo da amostra
devido as sucessivas aberturas do jarro de moagem para realizaccedilatildeo do DRX entretanto
diferentemente do que se percebe para o bismuto natildeo haacute nenhum pico referente ao oxido de
bismuto
Na posiccedilatildeo de 2θ~27o existe um pico caracteriacutestico do Bi2O3 entretanto mesmo com a
melhor resoluccedilatildeo do DRX natildeo eacute possiacutevel distinguir claramente a fase do oxido de bismuto
assim durante o processo de refinamento pelo MR natildeo foi adicionada a fase relativa ao oxido
O refinamento pelo meacutetodo de Rietveld referente a amostra moiacuteda por 19h encontra-se
na Figura 33 percebe-se a boa concordacircncia obtida para a fase de interesse Bi3Ni e a fase
20 30 40 50 60 70 80
Bi
Inte
nsid
ade (
u a)
2 (graus)
Bi
20 25 30 35 40 45
52
amorfa O asterisco indicando o pico principal do Bi salienta que essa fase por contribuir
modestamente em um difratograma tatildeo complexo natildeo eacute bem ajustada
Figura 32 Difratograma da amostra moiacuteda 19h em conjunto com os CIFs de o Bi3Ni Bi e Bi2O3
Figura 33 Difratograma da amostra moiacuteda 19h e refinada por meacutetodo de Rietveld partindo dos CIFs
do Bi3Ni Bi
20 30 40 50 60 70 80
19 horas
Bi3Ni
Bi
Bi2O
3
In
tensid
ade (
u a)
2 (graus)
25 30 35 40
20 30 40 50 60 70 80
Experimental (19h)
Calculado
Residual
Inte
nsid
ade (
u a)
2 (graus)
20 25 30 35 40 45 50
53
Os trabalhos cientiacuteficos que versam sobre a produccedilatildeo e a caracterizaccedilatildeo do composto
Bi3Ni descrevem que a siacutentese pode ser realizada por vaacuterios mecanismos normalmente as
metodologias mais usadas para obtenccedilatildeo envolvem os processos em meio quiacutemico a
eletrodeposiccedilatildeo e a solidificaccedilatildeo raacutepida Em alguns casos utilizou-se longos processos teacutermicos
que envolvem a permanecircncia da amostra num forno de resistecircncia a 1100 degC durante 3 dias
[13] ou processos de sinterizaccedilatildeo com recozimento a vaacutecuo a temperatura de 1000 degC por 24
horas [15] Relata-se tambeacutem que conforme ocorreu neste trabalho algumas amostras
apresentam pequenos traccedilos de Bi em sua composiccedilatildeo final [13]
Dessa forma o primeiro desafio desse trabalho foi produzir uma fase uacutenica de Bi3Ni por
meio da moagem mecacircnica entretanto verificou-se no resultado obtido no DRX e no
refinamento pelo MR que a fase de Bi3Ni embora apresente uma fraccedilatildeo de 999 ainda possui
leves traccedilos do pico mais intenso de bismuto (indicado por um asterisco na Figura 33) Uma
proposta futura seria portanto acrescentar uma pequena quantidade de Ni para interagir com
esse Bi remanescente
42 Medidas de DRX in situ
Com o objetivo de estudar a estabilidade teacutermica e acompanhar a evoluccedilatildeo estrutural da
amostra em funccedilatildeo da temperatura foram realizadas medidas de DRX in situ conforme
descrito nos procedimentos experimentais A Figura 34 apresenta os quatro difratogramas
obtidos
A temperatura de 25 oC observa-se uma fase uacutenica do composto Bi3Ni (com jaacute
mencionado anteriormente a amostra possui uma leve indicaccedilatildeo da presenccedila de bismuto) que
possui estrutura ortorrocircmbica e grupo espacial Pnma eacute a mesma apresentada na Figura 32
A medida que aumentamos a temperatura conforme descrito na seccedilatildeo 3 Figura 21
inicia-se uma transformaccedilatildeo do composto inicial para o crescimento da fase tetragonal de Bi2O3
(ICSD no 41764) e da fase precursora de Bi Essa alteraccedilatildeo na composiccedilatildeo da amostra ocorre
em virtude da degradaccedilatildeo da fase Bi3Ni que conforme eleva-se a temperatura tem sua fraccedilatildeo
diminuiacuteda conforme verifica-se na Figura 36 Embora as medidas in situ terem sido feitas em
baixo vaacutecuo natildeo foi impedido o crescimento do Bi2O3
54
Na Figura 34 encontram-se plotados os DRX referentes as medidas realizadas em 25o
250o 300o e 350 oC as curvas foram deslocadas verticalmente para melhor comparaccedilatildeo
Figura 34 Padratildeo observado nos DRX da amostra submetida a aquecimento
A temperatura de 250 oC temos a ocorrecircncia de trecircs fases Bi3Ni Bi2O3 e Bi
O refinamento estrutural pelo meacutetodo de Rietveld estaacute mostrado na Figura 35 Mesmo tratando-
se de uma amostra com um elevado nuacutemeros de pico aleacutem da presenccedila de uma fase amorfa o
acordo entre o experimental e o calculado eacute notaacutevel Os valores dos iacutendices de avaliaccedilatildeo da
qualidade do refinamento referentes as quatro medidas realizadas encontram-se na tabela 5
20 30 40 50 60 70 80
350 0C
300 0C
250 0C
Inte
nsid
ade (
ua
)
2 (graus)
25 0C
55
Figura 35 Padratildeo obtidos no refinamento pelo MR para amostra aquecida a 250 0C
Tabela 5 Valores de Chi2 e de Rwp obtidos nos refinamentos realizados durante o processo de
aquecimento
A temperatura de 300 oC comeccedila a formaccedilatildeo da uma nova fase cubica de grupo espacial
I23 o Bi12NiO19 em detrimento da diminuiccedilatildeo da fase de Bi3Ni Aleacutem do aumento da fraccedilatildeo
da fase de Bi2O3
Temperatura de realizaccedilatildeo da medida Rwp 1205362
25 0C 69 23
250 0C 83 18
300 0C 98 26
350 0C 99 25
10 20 30 40 50 60 70 80
Inte
nsid
ade (
ua
)
2 (graus)
Experimental
Calculado
Residual
250 0C
25 30 35 40
56
O uacuteltimo DRX foi realizado a 350 oC a principal alteraccedilatildeo dessa medida refere-se ao
fato da inexistecircncia de picos referentes agrave fase Bi3Ni A fase majoritaacuteria torna-se agora a fase
referente ao Bi e a fase Bi12NiO19 (indexado na base de dados PDF2 mas natildeo na base de dados
ICSD) permanece estaacutevel isto eacute sem alteraccedilotildees significativas em sua fraccedilatildeo O fato de estarem
presentes picos referentes ao Bi mesmo apoacutes termos ultrapassado a temperatura de fusatildeo pode
ser explicado levando-se em consideraccedilatildeo a baixa condutividade teacutermica do bismuto aliado ao
excesso de defeitos produzidos na moagem assim natildeo obteve-se a fusatildeo do elemento
Utilizamos os dados obtidos nos refinamentos para plotar o graacutefico exposto na Figura
36 onde eacute possiacutevel observar a fraccedilatildeo de cada fase em funccedilatildeo da temperatura de execuccedilatildeo do
DRX Percebe-se a raacutepida decomposiccedilatildeo da fase de Bi3Ni que entre 250 oC e 350 oC apresenta
uma reduccedilatildeo percentual de aproximadamente 88 concomitantemente ao crescimento
percentual da fase de Bi
Figura 36 Fraccedilotildees de fase em funccedilatildeo da temperatura de realizaccedilatildeo do DRX in situ
O DRX realizado na amostra a 350 oC eacute mostrado na Figura 37 em conjunto aos CIFs
das fases constituintes Para a fase Bi12NiO19 natildeo foi encontrado o CIF no banco de dados do
Inorganic Crystal Structure Database (ICSD) Para refinar utilizando o meacutetodo de Rietveld
partimos do protoacutetipo estrutural de Bi26-x Mx O40-y (M = Mg Al Co Ni) O CIF desta fase
25 75 125 175 225 275 325 375
0
20
40
60
80
100
Fra
ccedilao d
e F
ases (
)
Temperatura (0C)
Bi3Ni
Bi2O
3
Bi
Bi12
NiO19
57
resultante estaacute mostrado em vermelho na Figura 37 e uma representaccedilatildeo da ceacutelula unitaacuteria na
Figura 38 os aacutetomos de oxigecircnio estatildeo representados na cor vermelha e o niacutequel em verde
Figura 37 Padratildeo observado no DRX da amostra em 350 oC em comparaccedilatildeo com o CIF das fases
constituintes
Figura 38 Projeccedilatildeo do eixo a e em perspectiva do Bi12NiO19
10 20 30 40 50 60 70 80
Inte
nsid
ade (
ua
)
2(graus)
350 graus
Bi2O
3
Bi
Bi12
NiO19
20 25 30 35 40 45 50 55
58
O refinamento estrutural utilizando estas fases estaacute mostrado na Figura 39 e os valores
referentes aos paracircmetros de rede obtidos para o refinamento da fase Bi12NiO19 constam na
tabela 6
Figura 39 Padratildeo obtidos no refinamento pelo MR para amostra aquecida a 350 0C
Tabela 6 Paracircmetros da ceacutelula unitaacuteria da estrutura Bi12NiO19
A Figura 40 conteacutem as fotografias retiradas do forno do difratocircmetro antes e apoacutes a
realizaccedilatildeo da medida Eacute possiacutevel verificar que a amostra devido a dilataccedilatildeo volumeacutetrica e a
fusatildeo do bismuto transborda o porta amostra
Paracircmetros de Rede a = b=c=10258(8) Aring
Acircngulos α = β = γ = 900
Volume da ceacutelula 107966(2) Aring3
Grupo de simetria Cuacutebico
Grupo espacial I23
10 20 30 40 50 60 70 80
Inte
nsid
ade (
ua
)
2 (graus)
Calculado
Experimental
Residual
350 0C
20 25 30 35 40 45
59
Figura 40 Fotografia do forno do DRX antes a apoacutes a realizaccedilatildeo das medidas
43 Calorimetria Diferencial de Varredura (DSC)
Com a finalidade de estudar e melhor entender a evoluccedilatildeo estrutural da amostra
observada nas medidas in situ realizou-se medidas DSC conforme descrito nos procedimentos
experimentais a temperatura final foi de 550 oC
Na Figura 41 mostramos as medidas DSC feitas em diferentes taxas de aquecimento
realizadas na amostra moiacuteda por 19 horas Em todas as 4 medidas vemos comportamentos
exoteacutermicos e endoteacutermicos Os picos endoteacutermicos ocorreram a uma temperatura aproximada
de 270 0C temperatura essa equivalente ao ponto de fusatildeo do bismuto e foram atribuiacutedos a
fusatildeo do Bi ocorrida em duas etapas
Comparando-se os resultados obtidos nas medidas in situ onde observamos a nucleaccedilatildeo
de uma nova fase a partir da temperatura de 250 oC com os resultados obtidos no DSC podemos
concluir que o pico exoteacutermico presente no termograma corresponde agrave nucleaccedilatildeo da fase de
Bi2O3
Com a finalidade de calcular a energia de ativaccedilatildeo (Ea) necessaacuteria para promover essa
nucleaccedilatildeo aplicamos a metodologia proposta por Kissinger [2] Conforme indicado na Figura
41 as 4 medidas foram feitas com taxas de aquecimento de 25 5 10 e 20 oCmin
60
A Figura 42 mostra em detalhes a Figura 41 onde vemos os valores das temperaturas
de pico de cristalizaccedilatildeo (Tc) e as referidas taxas de aquecimento (120591) Como era esperado a
medida que a taxa de aquecimento aumenta a temperatura de pico tambem aumenta
Figura 41 Termograma DSC plotados em conjunto para os diferentes fluxos de calor
Figura 42 Espectros DSC com as temperaturas de pico e suas respectivas taxas de aquecimento
100 150 200 250 300 350 400 450 500 550
250Cmin
50Cmin
100Cmin
fluxo d
e c
alo
r (u
a)
Temperatura (0C)
200Cmin
exo
230 235 240 245 250 255 260 265 270 275 280 285
250Cmin
50Cmin
100Cmin
fluxo d
e c
alo
r (u
a )
Temperatura (0C)
242 0C
252 0C
266 0C
278 0C
200Cmin
exo
61
Com os dados fornecidos na Figura 42 pode-se calcular a energia de ativaccedilatildeo referente
a nucleaccedilatildeo da fase de Bi2O3 Plotando-se um graacutefico linear de ln(120591
1198791198882) versus
1
119879119888 onde o
coeficiente angular eacute (minus119864119886
119877) obteacutem-se a energia de ativaccedilatildeo A Figura 43 apresenta a
linearizaccedilatildeo da equaccedilatildeo 16 de onde se obteacutem a energia de ativaccedilatildeo do processo de nucleaccedilatildeo
do Bi2O3
Figura 43 Graacutefico linear do ln(120591
1198791198882) versus
1
119879119888
Logo considerando as relaccedilotildees anteriormente definidas eacute possiacutevel calcular a energia de
ativaccedilatildeo uma vez que m = (minus119864119886
119877) e R = 831 jmol K Desse modo a energia de ativaccedilatildeo
necessaacuteria para promover a nucleaccedilatildeo da fase Bi2O3 eacute de 12465 kJmol
A metodologia proposta permitiria tambeacutem calcular a energia de ativaccedilatildeo necessaacuteria
para cristalizar a fase amorfa as medidas de DSC foram planejadas ateacute a temperatura de
550 oC devido a limitaccedilotildees do equipamento poreacutem como fica evidente na Figura 41 natildeo se
observa nenhum pico exoteacutermico apoacutes os 350 oC que se possa estar associado a cristalizaccedilatildeo da
fase amorfa O pico exoteacutermico existente como jaacute mencionado ocorreu a uma temperatura que
variou de 242 0C agrave 278 0C e refere-se agrave nucleaccedilatildeo de fase
182 184 186 188 190 192 194
-115
-110
-105
-100
-95
ln (
T2 c)
1Tc (10
-3 k
-1)
62
44 Tratamento teacutermico
Apoacutes a realizaccedilatildeo das medidas de DRX in situ e das medidas de DSC a fase amorfa
ainda se encontrava presente assim foi realizado um tratamento teacutermico com a finalidade de
promover a cristalizaccedilatildeo da fase amorfa presente
O tratamento teacutermico foi realizado a uma taxa constante de 10 0Cmim ateacute a temperatura
de 800 0C com a atmosfera protegida por gaacutes argocircnio Na Figura 44 apresenta-se o difratograma
da amostra realizado apoacutes o do tratamento teacutermico vemos no detalhe que a acentuada elevaccedilatildeo
na linha de base entre a faixa de 2θ que vai de aproximadamente 26deg agrave 36deg e que corresponde
a fase amorfa desapareceu completamente
Figura 44 Difratograma da amostra apoacutes tratamento teacutermico
Para a amostra tratada termicamente foram identificadas trecircs fases similar ao observado
nas medias in situ a 350 oC foram identificadas a fase cuacutebica Bi12NiO19 a fase tetragonal de
Bi2O3 (ICSD no 41764) e a fase romboeacutedrica de Bismuto (ICSD no 64703) Na Figura 45
apresentamos o padratildeo observado plotado juntamente com o CIF das 3 fases identificadas
10 20 30 40 50 60 70 80
Inte
nsid
ad
e (
ua
)
2 (graus)
Pos Tratamento Teacutermico
20 25 30 35 40 45 50 55 60
63
Figura 45 Difratograma da amostra apoacutes tratamento teacutermico em conjunto com os CIFs de Bi Bi2O3 e
Bi12NiO19
Pode-se verificar no padratildeo do difratograma da Figura 45 que pelo formato da linha de
base obtida ocorreu a cristalizaccedilatildeo da fase amorfa e as fases identificadas correspondem aos
picos presentes no DRX da amostra
O refinamento realizado pelo MR confirmou a identificaccedilatildeo das fases contidas na
amostra no sentido da exata correspondecircncia entre os picos obtidos nos padrotildees calculados e
observados As fraccedilotildees das fases da amostra que sofreu tratamento teacutermico em comparaccedilatildeo com
as fraccedilotildees obtidas no DRX in situ estatildeo apresentados na tabela 7
Tabela 7 Fraccedilotildees das fases apoacutes tratamento teacutermico e DRX in situ a 350 oC
Fraccedilatildeo das fases Tratamento Teacutermico DRX in situ a 350 oC
Bi12NiO19 90 137
Bi2O3 89 20
Bi 11 663
10 20 30 40 50 60 70 80
Inte
nsid
ade (
ua
)
2 (graus)
Observado
Bi
Bi2O
3
Bi12
NiO19
25 30 35 40 45 50 55
64
O aumento da temperatura propicia a nucleaccedilatildeo das fases de Bi2O3 e Bi12NiO19 em
detrimento da diminuiccedilatildeo da fase Bi3Ni
O refinamento pelo meacutetodo de Rietveld para amostra que sofreu tratamento teacutermico
apresentou uma boa concordacircncia para os perfis calculado e experimental Nesse refinamento
foi utilizado o CIF modificado de Bi12NiO19 Na Figura 46 temos o padratildeo experimental e o
calculado obtidos no refinamento pelo MR
Figura 46 Padratildeo observado e experimental refinado pelo MR para amostra tratada termicamente
Compara-se na Figura 47 os difratogramas obtidos para amostra tratada termicamente e
para o DRX in situ a temperatura de 350 oC eacute possiacutevel identificar a correspondecircncia entre os
picos entretanto eacute notaacutevel a diferenccedila na linha de base do difratograma referente ao DRX in
situ contra o DRX da amostra submetida a tratamento teacutermico Pode-se concluir que para
ocorrer a cristalizaccedilatildeo da fase amorfa eacute necessaacuterio que a temperatura do tratamento teacutermico seja
superior a 550 0C
10 20 30 40 50 60 70 80
Inte
nsid
ade (
ua
)
2 (graus)
Calculado
Experimental
Residual
Pos Tratamento Teacutermico
65
Outro fenocircmeno perceptiacutevel eacute o deslocamento em 2θ da posiccedilatildeo dos picos O
difratograma da amostra que foi ao forno do DRX tem a posiccedilatildeo dos seus picos deslocados para
direita em comparaccedilatildeo ao observado no CIF do Bi12NiO19 e no DRX da amostra que passou
por tratamento teacutermico Podemos associar esse deslocamento a contraccedilatildeo do volume da ceacutelula
unitaacuteria Considerando o valor padratildeo do volume do composto Bi12NiO19 constante na tabela
5 ocorreu uma reduccedilatildeo de volume de aproximadamente 155 para amostra tratada
termicamente e uma variaccedilatildeo positiva de 005 para amostra do DRX in situ Na Figura 47
plotamos juntos os difratogramas da amostra tratada termicamente da amostra que realizou a
medida in situ a 350 0C e o CIF do Bi12NiO19
Figura 47 Difratogramas das amostras apoacutes tratamento teacutermico e DRX in situ em conjunto com o
CIF do Bi12NiO19
O tratamento teacutermico realizado produziu o resultado esperado cristalizando a fase
amorfa As fases presentes na amostra apoacutes a realizaccedilatildeo do tratamento estatildeo em conformidade
agraves encontradas nas medidas de DRX in situ
20 30 40 50 60 70 80
Bi
Inte
nsid
ade (
u a)
2 (graus)
Bi
20 25 30 35 40 45
66
5 CONCLUSAtildeO
A sintetizaccedilatildeo do composto nanoestruturado de Bi3Ni foi realizado de modo eficiente
apoacutes 13 horas de moagem mecacircnica
As medidas de difraccedilatildeo de Raio X possibilitaram acompanhar a evoluccedilatildeo estrutural e a
nucleaccedilatildeo da fase de Bi3Ni O refinamento realizado pelo Meacutetodo de Rietveld proporcionou a
quantificaccedilatildeo dos paracircmetros cristalograacuteficos tais como paracircmetros de rede volume da ceacutelula
unitaacuteria fraccedilatildeo das fases presentes e tamanho de cristalito Os fatores de qualidade e
convergecircncia alcanccedilaram valores satisfatoacuterios correspondendo a exata simulaccedilatildeo do padratildeo
observado
A anaacutelise teacutermica realizada por meio das medidas de DRX in situ permitiu o estudo da
estabilidade teacutermica e o acompanhamento da evoluccedilatildeo estrutural da amostra em funccedilatildeo da
temperatura Foi possiacutevel identificar duas novas fases presentes o Bi2O3 e Bi12NiO19 nucleadas
agraves custas da fase de Bi3Ni Na temperatura de 350 oC a amostra eacute composta das fases Bi12NiO19
Bi2O3 e Bi
As medidas de DSC realizadas ateacute a temperatura de 550 oC e com quatro diferentes
taxas de aquecimento foram utilizadas para se calcular com o uso da equaccedilatildeo de Kissinger a
energia de ativaccedilatildeo (Ea) necessaacuteria para promover a nucleaccedilatildeo do composto Bi12NiO19 que eacute de
12465 kJmol
O tratamento teacutermico no forno ateacute 800 oC promoveu o relaxamento dos defeitos e
tensotildees causadas durante a moagem mecacircnica e a cristalizaccedilatildeo da fase amorfa natildeo sendo mais
possiacutevel identificar no DRX realizado o perfil referente a essa fase Identificou-se novamente a
fase Bi12NiO19 aleacutem da ocorrecircncia das fases de Bi2O3 e Bi jaacute identificadas nas medidas de
DRX in situ confirmando a consistecircncia dos resultados obtidos por dois ensaios diferentes
Pocircde-se verificar o mesmo fenocircmeno em todos os ensaios que envolveram o
aquecimento da amostra Ao aquecer-se o Bi3Ni ocorre um processo de oxidaccedilatildeo que resulta
na formaccedilatildeo da fase de Bi2O3 e a fase de Bi12NiO19 todas associadas ao consumo de Bi da fase
Bi3Ni
Para realizaccedilatildeo de estudos futuros com o intuito de se obter a fase uacutenica de Bi3Ni
pode-se alterar ligeiramente as massas dos produtos com a adiccedilatildeo de um pouco de niacutequel
67
Pode-se melhorar o controle das condiccedilotildees de realizaccedilatildeo dos tratamentos teacutermicos com o
intuito de se evitar a oxidaccedilatildeo A realizaccedilatildeo de medidas de DSC ateacute a temperatura de 800 0C
poderaacute revelar picos exoteacutermicos e propiciar condiccedilotildees para se calcular a energia necessaacuteria
para promover a cristalizaccedilatildeo da fase amorfa
68
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71
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Functional Theory The Open Quantum Materials Database (OQMD) JOM n65 p1501-
1509 2013
28
funccedilatildeo do alargamento (hkl) e depende da simetria de cristal [4950] O paracircmetro η eacute um
coeficiente de mistura que determina as contribuiccedilotildees do alargamento gaussiano (η = 0) e
Lorentziano (η = 1)
O tamanho de cristalito aparente pode ser determinado pela formula de Scherrer
Considerando o refinamento de todos esses paracircmetros para ajustar as larguras de linha e
assumindo que a contribuiccedilatildeo da distribuiccedilatildeo de tamanho de cristalitos eacute anisotroacutepica isto eacute
fazendo P = 0 na equaccedilatildeo 5 pode-se calcular o tamanho de cristalito (lang119889rang) pela seguinte foacutermula
[52]
lang119889rang =(18000119870120582)
119871119909120587 (7)
Considerando tambeacutem que as microtensotildees satildeo isotroacutepicas e fazendo ΓS (hkl) =0 na
equaccedilatildeo 6 pode-se calcular seu percentual pela foacutermula contida no Manual do GSAS [52]
assim a microdeformaccedilatildeo (ε) pode ser expressa por
120576 =120587
18000radic(81198971198992)(119866119880 minus 119866119880119900)100 (8)
Onde GUo eacute o valor previamente obtido do material padratildeo utilizado na calibraccedilatildeo do
equipamento Os valores obtidos para a amostra padratildeo satildeo considerados como iniciais para
paracircmetros ajustaacuteveis e mantidos fixos para os demais durante o ajuste de difratogramas de
amostras em estudo [53]
Durante o refinamento pelo meacutetodo de Rietveld um conjunto de paracircmetros varaacuteveis eacute
calculado e refinado em relaccedilatildeo aos dados digitalizados do difratograma abaixo apresenta-se
um breve detalhamento desses paracircmetros [414243]
29
1- Fator de escala corresponde agrave correccedilatildeo de proporcionalidade entre o padratildeo
difratomeacutetrico calculado e o observado
2- Linha de base (background) eacute corrigida a partir de dados coletados no proacuteprio
difratograma e da interpolaccedilatildeo entre estes pontos Eacute importante conhecer o
comportamento da linha de base jaacute que esta fornece informaccedilotildees a respeito da presenccedila
de fases amorfas na amostra e pode ser incluiacuteda em uma rotina de quantificaccedilatildeo das
fases envolvidas
3- Perfil de pico conjunto de funccedilotildees analiacuteticas em que se modelam efeitos relacionados
ao perfil Algumas equaccedilotildees analiacuteticas satildeo propostas para corrigir estes efeitos como
as equaccedilotildees Gaussiana Lorentziana e de assimetria
4- Paracircmetros da ceacutelula Podem ser corrigidos pela Lei de Bragg (nλ=2dsenθ) onde o
espaccedilamento d estaacute relacionado aos iacutendices de Miller e portanto aos paracircmetros de
ceacutelula (a b c α β γ) A indexaccedilatildeo dos picos eacute feita levando-se em conta os paracircmetros
da ceacutelula e a intensidade calculada o que mostra certa vantagem em relaccedilatildeo a teacutecnicas
convencionais pois todos os paracircmetros que influenciam na discrepacircncia dos valores
de d satildeo refinados conjuntamente com os das intensidades
5- Fator de estrutura os paracircmetros variaacuteveis deste fator satildeo posiccedilotildees atocircmicas fatores
de temperatura isotroacutepicos ou anisotroacutepicos e o nuacutemero de ocupaccedilatildeo
6- Deslocamento paracircmetros de correccedilatildeo dos deslocamentos devido agrave fuga do ponto focal
da oacuteptica do difratocircmetro
7- Orientaccedilatildeo preferencial correccedilatildeo de problemas gerados na preparaccedilatildeo de amostra
Trabalhos da literatura mostram que a reduccedilatildeo computacional da orientaccedilatildeo preferencial
tem eficiecircncia limitada daiacute a preocupaccedilatildeo em controlar este efeito durante a preparaccedilatildeo
da amostra
30
251 Iacutendices de avaliaccedilatildeo da qualidade do refinamento
A qualidade do refinamento deve ser verificada atraveacutes de indicadores estatiacutesticos
numeacutericos que satildeo utilizados durante o processo iterativo (caacutelculos) e apoacutes o teacutermino deste
para aferir se o refinamento estaacute se procedendo de modo satisfatoacuterio [46]
Os refinamentos realizados no software GSAS [47] devem ser acompanhados no que
diz respeito a convergecircncia ao miacutenimo global por iacutendices de confiabilidade para julgar a
qualidade dos mesmos dentre eles o Rwp (R ponderado) e o 1205362 chamado de ldquogoodnees of fit
os quais estatildeo relacionados com o perfil do difratograma [46]
O Rwp eacute expresso por
119877119908119901 = ( radicsum 120596119894(119910119894minus 119910119888119894)2
119894
sum 120596119894(119910119894)2119894
) 119909 100 (9)
O denominador do Rwp eacute a funccedilatildeo de minimizaccedilatildeo (equaccedilatildeo 4) Esse eacute o iacutendice que deve
ser analisado para verificar se o refinamento estaacute convergindo Se o valor de Rwp estaacute
diminuindo entatildeo o refinamento estaacute sendo bem-sucedido Bons refinamentos fornecem
valores de Rwp da ordem de 2 a 10 tipicamente se encontram entre 10 e 20 [46]
O Rexp eacute o valor estatisticamente esperado sendo expresso conforme [54]
119877119890119909119901 = [(119873minus119875)
sum 119908119894(119910119894(119900119887119904))sup2]
12frasl
(10)
Por sua vez o 1205362 eacute definido como
1205942 = 119877119908119901
119877119890119909119901 (11)
Trata-se de um iacutendice frequentemente utilizado estando relacionado agrave qualidade do
ajuste entre o difratograma calculado e o observado Espera-se que seu valor seja equivalente a
10 em um refinamento perfeito sendo que na praacutetica valores em torno de 50 caracterizam
refinamentos otimizados [43] O Rexp utilizado para se determinar o valor de 1205362 eacute o valor
estatisticamente esperado para o Rwp
31
252 GSAS-EXPGUI
O diagrama de blocos da Figura 12 descreve os procedimentos a serem seguidos para se
iniciar um refinamento no software EXPGUI [48]
Figura 12 Diagrama de blocos com ordem dos procedimentos para iniacutecio do refinamento no EXPGUI
Iniciar o programa
Adicionar as fases
Inserir o Difratograma Experimental
Inserir o arquivo PRM
Escolha da funccedilatildeo de background
powpref
genles
Abertura do programa com criaccedilatildeo de um novo arquivo referente ao
refinamento que seraacute iniciado
A adiccedilatildeo das fases presentes na amostra normalmente utiliza-se arquivos
com as informaccedilotildees cristalograacuteficas com a extensatildeo cif
Insere-se o arquivo contendo o difratograma experimental (com a extensatildeo
gsas)
Inserir o PRM O arquivo PRM conteacutem informaccedilotildees instrumentais do
difratocircmetro utilizado como por exemplo o nome do difratocircmetro o
comprimento de onda da radiaccedilatildeo utilizada a polarizaccedilatildeo e os paracircmetros de
perfil relacionados ao alargamento instrumental
O passo seguinte eacute a escolha da funccedilatildeo de background e o nuacutemero de termos
que se iraacute utilizar O programa dispotildee de 8 tipos de funccedilotildees background Na
sequecircncia deve-se escolher a funccedilatildeo de perfil que iraacute modelar os picos de
difraccedilatildeo O GSAS possui cinco funccedilotildees Nesse trabalho utilizou-se a funccedilatildeo
nuacutemero 4
Preparar e carregar os dados
Prepara para rodar os ciclos de refinamento
32
Concluiacutedo os processos descritos na Figura 12 inicia-se o refinamento dos paracircmetros
vale ressaltar que a utilizaccedilatildeo da funccedilatildeo perfil pseudo-Voigt de Thompson-Cox-Hasting
modificada embora seja mais interessante para refinamentos de estruturas ela pode apresentar
alguma complicaccedilatildeo devido agrave grande quantidade de paracircmetros altamente correlacionados (GU
GV GW GP LX) que tornam a convergecircncia um desafio agrave paciecircncia
Entretanto a sua aplicaccedilatildeo pode ser significativamente simplificada se um refinamento
preacutevio de uma amostra padratildeo for realizado e os paracircmetros instrumentais obtidos forem
usados como paracircmetros iniciais para o refinamento do material desejado [46]
Na Figura 13 apresenta-se um print da interface do EXPGUI Durante os procedimentos
de refinamento
Figura 13 Interface do EXPGUI para refinamento dos paracircmetros
Para refinamento dos paracircmetros o conhecimento da correlaccedilatildeo de cada fator torna mais
faacutecil o sucesso e a qualidade final do refinamento Escolhendo-se a funccedilatildeo de perfil 4 tem-se as
seguintes correlaccedilotildees mostradas na tabela 3
33
Tabela 3 Correlaccedilotildees e definiccedilotildees para as variaacuteveis envolvidas no refinamento pelo MR no EXPGUI
PARAcircMETRO CORRELACcedilAtildeO NO MODELO REFINADO
GV e GW Definem a largura da gaussiana relacionada ao alargamento instrumental
GU Define a largura da gaussiana relacionada agrave micro deformaccedilatildeo da rede
GP Define a largura da gaussiana relacionada ao tamanho de cristalito
LX Define a largura da lorentziana relacionada ao tamanho de cristalito
PTEC Avalia a anisotropia do tamanho de cristalito relacionada ao alargamento de
Lorentz
SHKL Define a micro deformaccedilatildeo da rede relacionada ao alargamento de Lorentz Seu
nuacutemero de termos depende da simetria de Laue
TRNS Descreve a profundidade de penetraccedilatildeo dos raios X em uma amostra
SHFT Determina o deslocamento em 2θ devido agrave posiccedilatildeo da amostra no porta amostra
SFEC Avalia a anisotropia quando haacute falhas de empilhamento da rede
ETA Eacute o termo de mistura entre as contribuiccedilotildees de Gauss e de Lorentz
SL e HL Satildeo termos de assimetria relacionados agrave divergecircncia axial
25 Calorimetria Diferencial de Varredura
A calorimetria diferencial de varredura (Differential Scanning Calorimetry- DSC) eacute um
meacutetodo de medida bem estabelecido e usado numa ampla escala em diferentes aacutereas de
pesquisa Com as medidas de DSC eacute possiacutevel investigar a evoluccedilatildeo teacutermica dos materiais e
tambeacutem avaliar grandezas como pureza capacidade teacutermica calor de transiccedilatildeo transiccedilotildees
viacutetreas relaxaccedilatildeo teacutermica [2]
O sistema DSC consiste na detecccedilatildeo de um sinal eleacutetrico gerado pela diferenccedila de
temperatura entre o material de referecircncia cujo comportamento com a temperatura eacute conhecido
e o material que estaacute sendo investigado (amostra) O DSC eacute um meacutetodo calorimeacutetrico no qual
satildeo medidas diferenccedilas de energia A Figura 14 ilustra a configuraccedilatildeo de um DSC
34
Figura 14 Ilustraccedilatildeo da configuraccedilatildeo de um DSC
As curvas construiacutedas com os dados DSC permitem identificar substacircncias construir
diagramas de fase aleacutem de determinar a fraccedilatildeo de cristalinidade dos materiais A amostra natildeo
inerte pode sofrer periodicamente fenocircmenos de absorccedilatildeo ou geraccedilatildeo de calor em funccedilatildeo do
tempo temperatura e posiccedilatildeo do meio Entre os processos de absorccedilatildeo de calor (endoteacutermicos)
pode-se destacar a fusatildeo a sublimaccedilatildeo a adsorccedilatildeo e entre os processos de geraccedilatildeo de calor
(exoteacutermicos) destacam-se a cristalizaccedilatildeo e a desorccedilatildeo
De acordo com o fenocircmeno ocorrido com a amostra no interior do equipamento a curva
gerada poderaacute apresentar picos endoteacutermicos ou exoteacutermicos a associaccedilatildeo dos dados com um
diagrama de fases um DRX ou outra teacutecnica poderaacute ser necessaacuterio para se extrair informaccedilotildees
consistentes A Figura 15 ilustra as possiacuteveis configuraccedilotildees encontradas em uma curva tiacutepica
de DSC
Figura 15 Representaccedilatildeo graacutefica dos padrotildees geneacutericos de picos apresentados no DSC
35
Dentre os possiacuteveis fenocircmenos apresentados por uma amostra em um DSC pode-se
obter picos exoteacutermicos ou endoteacutermicos Pode-se calcular a energia de ativaccedilatildeo (Ea) necessaacuteria
para promover a cristalizaccedilatildeo ou a nucleaccedilatildeo de uma fase Para tanto eacute necessaacuterio conhecer
valores de temperaturas de pico de cristalizaccedilatildeo (Tc) medidas para diferentes taxas de
aquecimento constantes (τ) e aplicar esses valores na equaccedilatildeo de Kissinger mostrada abaixo
[2]
119897119899 (τ
1198791198882) = minus
119864119886
119877119879119888+ 119888 (12)
onde R = 831 Jmol K eacute a constante molar dos gases e c eacute uma constante arbitraria
36
3 PROCEDIMENTOS EXPERIMENTAIS
31 Produccedilatildeo da Amostra
Para produccedilatildeo da amostra de Bi3Ni utilizou-se a formula AxBy onde x + y =100 e as
relaccedilotildees abaixo descritas as quais permitem encontrar os valores em fraccedilatildeo da massa de cada
componente
119872119879119900119905119886119897 = (119909
119909+119910) 119872119860 + (
119910
119909+119910) 119872119861
119876119860 = (119909
119909+119910)
119872119860
119872119879119874119879119860119871 e (13)
119876119861 = (119910
119909 + 119910)
119872119861
119872119879119874119879119860119871
onde MTotal = massa total a ser pesada MA = massa do elemento A (constante na Tabela
Perioacutedica) MB = massa do elemento B (constante na Tabela Perioacutedica) QA = fraccedilatildeo da massa
do elemento A a ser pesada e QB = fraccedilatildeo da massa do elemento B a ser pesada
Considerando-se as relaccedilotildees acima a amostra composta pelos elementos quiacutemicos
Niacutequel (Ni) e Bismuto (Bi) foi produzida com a massa total de 3 gramas sendo 026 gramas
de Ni (Alfa Aesar com 9995 de pureza e com tamanho de partiacutecula de minus100 mesh) e 274
gramas de Bi (Alfa Aesar com 9995 de pureza e com tamanho de partiacutecula de minus100 mesh)
Para pesagem foi utilizada a balanccedila eletrocircnica de alta precisatildeo (001mg) SHIMADZU modelo
(AUW220D)
32 Siacutentese Mecacircnica
Apoacutes a preparaccedilatildeo da amostra iniciou-se a fase da moagem mecacircnica Para tal utilizou-
se o moinho High Energy Ball Mill Emax da Retsch pertencente ao Laboratoacuterio de Siacutentese e
Caracterizaccedilatildeo de Nanomateriais (LSCN) do IFAM O moinho Emax combina vantagens de
diversos tipos de moinho tais como impacto de alta frequecircncia (moinho oscilante) atrito
37
intenso (moinho oscilante de discos) e movimentos rotativos controlados do vaso de moagem
(moinho de bolas planetaacuterio) o que proporciona um oacutetimo desempenho [55]
Na Figura 16 satildeo mostradas as imagens do moinho na imagem agrave esquerda observa-se a posiccedilatildeo
de fixaccedilatildeo dos dois jarros de moagem
Figura 16 Moinho High Energy Ball Mill Emax
Os suportes de cada vaso satildeo afixados sobre dois discos que giram no mesmo sentido
movendo assim os vasos por uma trajetoacuteria circular sem que estes modifiquem sua orientaccedilatildeo
A accedilatildeo combinada da geometria dos vasos e da mecacircnica do movimento gera um forte atrito
entre as bolas a amostra e as paredes do vaso bem como uma elevada aceleraccedilatildeo que lanccedila as
bolas com forte impacto contra a amostra junto agraves paredes do vaso Disso resulta uma melhor
mistura das partiacuteculas e uma menor granulometria final [55]
O moinho possui um sistema de resfriamento por aacutegua permitindo que a elevada
aplicaccedilatildeo de energia possa ser aproveitada com eficiecircncia no processo de moagem sem que a
amostra se superaqueccedila
A amostra foi colocada no jarro de moagem juntamente com 3 esferas de accedilo inoxidaacutevel
com massa total de 2092 g resultando numa BPR aproximada de 71 O jarro de moagem foi
levado a glove box onde foi realizado o vaacutecuo do ambiente com a posterior injeccedilatildeo de gaacutes
Argocircnio e a selagem do vaso de moagem Esse procedimento teve como objetivo evitar uma
possiacutevel oxidaccedilatildeo da amostra durante a moagem mecacircnica
38
Na Figura 17 eacute possiacutevel visualizar o jarro de moagem em dois momentos sendo o
primeiro entes do fechamento com as esferas e a amostra e posteriormente durante o processo
de fechamento dentro da glove box
Figura 17 Preparaccedilatildeo e selagem do vaso de moagem
O primeiro processo de moagem da mistura foi realizado durante uma hora Apoacutes esse
tempo o jarro foi aberto e feito uma Difraccedilatildeo de Raios X (DRX) da amostra Seguiu-se entatildeo
para selagem do vaso de moagem e preparaccedilatildeo para novo ciclo de moagem O intervalo de
moagem passou a ser de 3 horas sendo realizado em trecircs etapas de 1 hora entre cada etapa
houve um intervalo de 5 minutos para resfriamento da amostra realizadas sem abertura do jarro
de moagem
No procedimento foi utilizada a rotaccedilatildeo de 1000 rpm a temperatura do vaso variou de
27 degC agrave 39 degC no final da moagem Apoacutes as 3 horas de moagem o vaso foi aberto e realizou-se
um DRX da amostra Esse processo se repetiu por seis vezes tendo gerado intervalos de tempo
de1h 4hs 7hs 10hs 13hs 16hs e 19hs de moagem
O fim da moagem foi estabelecido com base na anaacutelise dos difratogramas da amostra e
da constataccedilatildeo de equiliacutebrio na evoluccedilatildeo ou formaccedilatildeo de novas fases
39
33 Difraccedilatildeo de Raios X
As medidas de DRX foram realizadas no Laboratoacuterio de Materiais (LabMat) da UFAM
utilizando um Difratocircmetro de Raio-X modelo Empyrean da PANalytical com radiaccedilatildeo CuKα1
de 1 5406 Aring e se dividiram em duas etapas
A primeira etapa foi realizada com os intervalos de 1h 4hs 7hs 10hs 13hs 16hs e 19
horas e teve como finalidade acompanhar a evoluccedilatildeo estrutural da amostra e confirmar a
formaccedilatildeo da fase uacutenica de Bi3Ni
A Figura 18 apresenta o porta amostra em duas etapas distintas a primeira com a
amostra sendo preparada adequadamente e na segunda pronta para a realizaccedilatildeo do DRX
Figura 18 Preparaccedilatildeo da amostra para realizaccedilatildeo de DRX
Os difratogramas experimentais gerados foram submetidos agrave identificaccedilatildeo das fases
cristalinas atraveacutes de comparaccedilotildees com padrotildees difratomeacutetricos disponibilizados no banco de
dados do Inorganic Crystal Structure Database ndash ICSD
Na Figura 19 apresenta-se o goniocircmetro difratocircmetro de raio-X modelo Empyrean da
PANalytical
40
Figura 19 Difratocircmetro de Raio-X modelo Empyrean da PANalytical
Os padrotildees usados de DRX foram os seguintes
Faixa de acircngulo 10 ndash 100deg
Velocidade de escaneamento 1deg min
Tempo aproximado de realizaccedilatildeo do difratograma 45 min
Tubo de raio-X de cobre (Cu)
Voltagem 40 kV
Corrente 30 mA
Divergecircncia de fenda 10 (deg)
Dispersatildeo de fenda 10 (deg)
A segunda etapa das medidas de DRX foi realizada com uso do forno e medidas in situ
tendo sido realizadas com a amostra moiacuteda por 19 horas nas temperaturas de 250 2500 3000 e
350 0C essas medidas tiveram a finalidade de acompanhar o comportamento estrutural em
funccedilatildeo da temperatura e estudar a estabilidade teacutermica da amostra Detalhes do forno estatildeo
ilustrados nas Figuras 20
41
Figura 20 Preparaccedilatildeo da amostra e porta amostra no forno do DRX
A primeira mediccedilatildeo foi realizada a temperatura de 25 oC seguindo-se de um
aquecimento a taxa de 10 oCmin ateacute atingir a temperatura de 250 oC apoacutes atingir a temperatura
procedeu-se uma execuccedilatildeo de uma isoteacutermica por 10 minutos antes da mediccedilatildeo in situ de DRX
O procedimento foi repetido para as temperaturas de 300 oC e 350 oC conforme pode-se
observar na rampa de aquecimento da Figura 21
Figura 21 Rampa de aquecimento para medidas in situ de DRX
34 Refinamento pelo Meacutetodo de Rietveld
Para realizaccedilatildeo dos refinamentos pelo MR desta dissertaccedilatildeo utilizou-se o programa
GSAS (General Structure Analysis System) e o EXPGUI [4748]
42
Para se descrever o formato dos picos de DRX utilizou-se a funccedilatildeo perfil pseudo-Voigt
de Thompson-Cox-Hasting modificada funccedilatildeo de perfil CW 4 no pacote GSAS que considera
o modelo anisotroacutepico de Stephens e efeitos de textura [4950]
Para o coeficiente de mistura (η) que determina as contribuiccedilotildees do alargamento
gaussiano (η = 0) e Lorentziano (η = 1) nas equaccedilotildees 5 e 6 foi utilizado neste trabalho o valor
de η = 075
Os coeficientes de alargamento instrumental V e W constantes na equaccedilatildeo 5 foram
previamente obtidos a partir do DRX de uma amostra padratildeo bem cristalizada e mantidos fixos
no refinamento dos dados experimentais
Para o caacutelculo do tamanho meacutedio de cristalito com o uso da equaccedilatildeo 7 utilizou-se o
valor de K = 091 e 120582=0154056 nm
O GSAS dispotildee de 8 tipos de funccedilotildees de background neste trabalho utilizou-se a funccedilatildeo
polinomial de Chebyshev o nuacutemero de termos variou tendo sido utilizados 20 termos na funccedilatildeo
polinomial para refinamentos com a presenccedila da fase amorfa e 6 termos apoacutes a cristalizaccedilatildeo da
fase amorfa
Para iniacutecio do refinamento no programa EXPGUI foi utilizado o diagrama de blocos da
Figura 12 e para o refinamento dos paracircmetros as correlaccedilotildees da tabela 3
35 Tratamento Teacutermico
Foi realizado um tratamento teacutermico na amostra moiacuteda por 19 horas com a finalidade
de promover o relaxamento dos defeitos e tensotildees causados durante a moagem mecacircnica e a
cristalizaccedilatildeo da fase amorfa presente A partir da temperatura ambiente 25 oC iniciou-se o
aquecimento a uma taxa de 10 oCmin A temperatura final foi de 800 oC seguindo-se do
desligamento do forno que se manteve fechado ateacute que a temperatura da amostra atingisse
25 oC Em seguida a amostra foi retirada do forno e foi realizado um DRX Utilizou-se um forno
tubular com tubo de quartzo e uma atmosfera com fluxo constante de gaacutes argocircnio ilustrado
na Figura 22
43
Figura 22 Forno utilizado para realizar o tratamento teacutermico
36 Calorimetria Diferencial de Varredura (DSC)
As medidas de DSC foram realizadas na amostra moiacuteda por 19 horas em uma ceacutelula
Netzsch modelo DSC 3500 Sirius pertencente ao Laboratoacuterio de Termo ciecircncias da UFAM
Para realizaccedilatildeo das medidas utilizou-se um fluxo de proteccedilatildeo de N2 a 50 mlmin com
temperatura inicial de 25 oC e temperatura final de 550 oC
Foram realizadas quatro medidas com as taxas de transferecircncia de calor de 25 oCmin
5 oCmin 10 oCmin e 20 oCmin Foram utilizados cadinhos (porta amostra) de alumiacutenio e a
massa meacutedia de 22 mg de amostra foi utilizada nos quatro experimentos
Na Figura 23 eacute mostrada a ceacutelula Netzsch modelo DSC 3500 Sirius onde foram
realizadas as medidas e os cadinhos sendo dois fechados e um com a amostra visiacutevel
Figura 23 Equipamento utilizado para realizar o DSC
44
4 RESULTADOS E DISCUSSOtildeES
41 Evoluccedilatildeo estrutural
A Figura 24 mostra a evoluccedilatildeo estrutural durante o processo de siacutentese conforme
descrito nos procedimentos experimentais Qualitativamente podemos ver nesta figura uma
modificaccedilatildeo gradativa dos padrotildees de difraccedilatildeo O pico mais intenso da amostra moiacuteda por 1
hora corresponde ao plano (1 0 -2) do Bi precursor
Acompanhando o comportamento deste plano em especiacutefico constata-se que entre a
primeira e a quarta hora o mesmo sofre apenas uma ligeira diminuiccedilatildeo Concomitantemente
com este decreacutescimo emergem pequenos novos picos em 2θ aproximadamente entre 28 e 35o
Com 7 horas de moagem os novos picos satildeo evidentes e foram identificados junto agrave base de
dados do ICSD como a estrutura desejada Bi3Ni grupo espacial Pnma (cartatildeo nuacutemero 391336)
Em 13 horas de moagem o pico do Bi atinge seu miacutenimo e segue estaacutevel ateacute 19 h de moagem
Dada a observaccedilatildeo da estabilizaccedilatildeo estrutural o processo foi interrompido Uma anaacutelise mais
detalhada dos difratogramas seraacute mostrada e discutida na sequecircncia
Figura 24 Padratildeo de difraccedilatildeo observado para amostra e Bi3Ni durante todo intervalo de moagem
10 20 30 40 50 60 70 80
19h
16h
1h
10h
1h
7h
4h
2(graus)
1h
13h
Inte
nsid
ade (
ua
)
45
Na Figura 25 mostramos a indexaccedilatildeo das fases na primeira hora de moagem onde foi
verificada o iniacutecio da nucleaccedilatildeo do Bi3Ni Tambeacutem eacute possiacutevel observar os picos do elemento
precursor minoritaacuterio no caso o Niacutequel (cartatildeo ICSD 64703)
Figura 25 Difratograma obtido apoacutes a primeira hora de moagem
Seguindo o processo de moagem conforme descrito nos procedimentos experimentais
a amostra foi moiacuteda por mais 3 horas totalizando 4 horas de moagem os difratogramas obtidos
satildeo apresentados nas Figuras 26 e 27 Nesta etapa jaacute natildeo eacute mais possiacutevel identificar a presenccedila
dos picos referentes ao niacutequel dessa forma somente satildeo observados os picos do bismuto e do
Bi3Ni Poreacutem como verificamos na Figura 24 a nucleaccedilatildeo da liga Bi3Ni continua ocorrendo
sistematicamente
Na Figura 26 mostramos uma comparaccedilatildeo do difratograma padratildeo de Bi3Ni (cartatildeo
nuacutemero 391336 do ICSD) com o difratograma da amostra moiacuteda por 4 horas plotados em
conjunto para destacar a nucleaccedilatildeo da fase de Bi3Ni
Na Figura 27 apresenta-se o resultado do refinamento pelo meacutetodo de Rietveld para as
4 horas de moagem Eacute possiacutevel verificar um bom acordo entre o padratildeo de DRX da amostra e
o padratildeo refinado por MR Os fatores de qualidade podem ser verificados na tabela 4 Neste
refinamento obtivemos uma fraccedilatildeo de fase equivalente a 67 de Bi e 33 de Bi3Ni
46
Figura 26 Difratograma da amostra moiacuteda durante 4 horas (curva com ruiacutedo) e o padratildeo idealizado
do Bi3Ni calculado a partir do arquivo CIF (cartatildeo ICSD no 391336)
Figura 27 Padratildeo observado no DRX (4horas) calculado e residual obtidos no refinamento pelo MR
10 20 30 40 50 60 70 80
23 24 25 26 27 28 29 30 31 32 33
Inte
nsid
ade (
ua
)
2(graus)
4 horas
CIF Bi3Ni
10 20 30 40 50 60 70 80
Experimental
Calculado
Residual
Inte
nsid
ade (
u a)
2 (graus)
4 horas
25 30 35 40 45
47
Em todas as etapas do processo de moagem foram obtidos refinamentos com iacutendices de
qualidade muito semelhantes Natildeo houve alteraccedilatildeo nos acircngulos da ceacutelula unitaacuteria do composto
de Bi3Ni que permanecerem com α= β= λ = 90o Os valores obtidos para os iacutendices de avaliaccedilatildeo
da qualidade e os paracircmetros de rede encontram-se na tabela 4
Tabela 4 Valores de Rwp e 1205362 obtidos nos refinamentos realizados durante o processo de moagem
mecacircnica para o Bi3Ni
Com os resultados obtidos nos refinamentos determinou-se as contribuiccedilotildees em
porcentagem de cada fase em funccedilatildeo do tempo de moagem Verifica-se que apoacutes a primeira
hora de moagem natildeo se identifica no difratograma a presenccedila de Ni entretanto a fase de Bi3Ni
continua nucleando indicando que ainda existe niacutequel disponiacutevel para a formaccedilatildeo desta fase
Pode-se conceber algumas hipoacuteteses para este fato A primeira refere-se agrave sensibilidade do
equipamento de DRX que natildeo identifica precisamente elementos com fraccedilatildeo de fase menor
que 10 Outa hipoacutetese provaacutevel pode ser atribuiacutea a uma adesatildeo do niacutequel nas paredes do jarro
de moagem ou nas esferas de accedilo tendo em vista sua ductilidade
Na Figura 28 foi plotado a fraccedilatildeo de cada uma das fases presentes no processo de
moagem em funccedilatildeo do tempo Fica evidente que apoacutes a primeira hora a fraccedilatildeo de fase do niacutequel
eacute zero mas continua ocorrendo a nucleaccedilatildeo do Bi3Ni que estabiliza em 13 horas
TEMPO DE MOAGEM RWP 1205362 PARAcircMETROS DE REDE DO BI3NI
a (Å) b (Å) c (Å) Volume (Å3)
4 HORAS 77 139 8890(9) 4102(1) 11502(1) 41949(6)
7 HORAS 70 137 8891(3) 4106(1) 11500(1) 41986(9)
10 HORAS 71 131 8888(1) 4104(8) 11495(1) 41939(5)
13 HORAS 65 124 8893(5) 4104(3) 11507(1) 42003(2)
16 HORAS 64 124 8888(7) 4102(9) 11499(9) 41940(1)
19 HORAS 63 123 8894(1) 4105(1) 11506(5) 42012(3)
48
Figura 28 Fraccedilatildeo das fases de Ni Bi e Bi3Ni em funccedilatildeo do tempo de moagem
Utilizando-se a equaccedilatildeo 7 com os dados obtidos no refinamento pelo MR calculou-se
o tamanho meacutedio dos cristalitos de Bi3Ni em funccedilatildeo do tempo de moagem Na Figura 29
apresenta-se em forma de um graacutefico os valores obtidos Observamos que entre a quarta e a
seacutetima hora haacute um aumento aproximado de 14 no tamanho meacutedio do cristalito pode-se
atribuir esse aumento a uma possiacutevel deformaccedilatildeo plaacutestica da amostra acarretando num
acreacutescimo da aacuterea de superfiacutecie o que aumentaria progressivamente a probabilidade de
soldagem a frio dessas partiacuteculas gerando assim um aumento do tamanho meacutedio do cristalito
Entre a seacutetima e a deacutecima hora de moagem ocorre uma reduccedilatildeo de 26 no tamanho do
cristalito maior valor percentual obtido entre intervalos de moagem Entre a deacutecima sexta e a
deacutecima nona hora haacute uma estabilizaccedilatildeo no processo de reduccedilatildeo do tamanho de cristalito
Obtivemos no final do processo uma reduccedilatildeo total de aproximadamente 59 o que representa
um tamanho meacutedio de cristalito na ordem de 2653 nm
Plota-se na Figura 29 um graacutefico com tamanho meacutedio de cristalito do composto Bi3Ni
em funccedilatildeo do tempo de moagem
0 5 10 15 20
0
20
40
60
80
100
Fra
ccedilao d
e fases (
)
Tempo de moagem ( horas)
Bi
Bi3Ni
Ni
49
Figura 29 Tamanho meacutedio de cristalito de Bi3Ni em funccedilatildeo do tempo de moagem
Natildeo houve formaccedilatildeo de novas fases ou aparentemente quaisquer outras alteraccedilotildees
significativas apoacutes a deacutecima terceira hora de moagem Os uacutenicos efeitos com a continuaccedilatildeo da
moagem foram a melhora da cristalizaccedilatildeo da fase de interesse e o aumento de intensidade do
perfil referente a fase amorfa Poreacutem o processo de moagem totalizou 19 horas a finalidade
deste intervalo apoacutes a estabilizaccedilatildeo de formaccedilatildeo da fase pretendida foi verificar a possibilidade
de oxidaccedilatildeo da amostra que ficou exposta ao ambiente durante a execuccedilatildeo do DRX
Observa-se nos difratogramas da Figura 24 a formaccedilatildeo de uma acentuada elevaccedilatildeo na
linha de base entre a faixa de 2θ que vai de aproximadamente 26deg a 36deg A forma ou perfil
dessa elevaccedilatildeo eacute um forte indicio do aparecimento de uma fase amorfa Para alcanccedilar bom
acordo nos refinamentos Rietveld foram necessaacuterios 20 termos na funccedilatildeo polinomial de
Chebyshev para descrever estas linhas de base (background)
Analisando-se portanto os difratogramas referentes agraves etapas de 10 13 16 e 19 horas
eacute possiacutevel identificar o crescimento dessa fase amorfa conforme mostramos na Figura 30
4 6 8 10 12 14 16 18 20
25
30
35
40
45
50
55
Ta
ma
nh
o m
eacuted
io d
e c
rista
lito
(n
m)
Tempo de moagem (horas)
50
Estas curvas satildeo particularmente interessantes uma vez que podemos avaliar as
distacircncias R entre os primeiros vizinhos da fase desordenada aplicando a equaccedilatildeo de Ehrenfest
que pode ser expressa como [56]
2Rsen(θ) = 123λ (14)
O maacuteximo destas curvas correspondem a 2θ ~29o o que nos leva a distacircncias aproximada
de 38 Aring Esta distacircncia natildeo fere nenhum viacutenculo de distancias entre os atamos para
Ni-Ni~248 Aring Ni-Bi~ 278 Aring Bi-Bi~308 Aring Bi-O~214 Aring
Figura 30 Comparaccedilatildeo das funccedilotildees de background para a amostra moiacuteda por 10 13 16 e 19 horas
Com objetivo de avaliar com mais detalhes a estrutura nanocristalina e amorfa
realizamos medidas de difraccedilatildeo com configuraccedilotildees que produzissem uma maior qualidade nos
dados obtidos utilizamos uma cacircmara com baixo vaacutecuo e aumentamos o tempo de aquisiccedilatildeo
dos dados
A Figura 31 mostra o padratildeo obtido para a amostra final moiacuteda por 19 horas
Destacamos a evidente fase amorfa que se forma
10 20 30 40 50 60 70 80
19 horas
16 horas
13 horas
10 horas
Inte
nsid
ade (
u a)
2 (graus)
51
Figura 31 Formaccedilatildeo da fase amorfa na amostra de Bi3Ni apoacutes 19 horas de moagem
Comparando o padratildeo de DRX obtido para amostra moiacuteda por 19 horas com o
difratograma padratildeo de Bi3Ni (cartatildeo nuacutemero 391336 do ICSD) pode-se constatar a
equivalecircncia dos picos conforme apresentada Figura 32
Com os difratogramas de maior resoluccedilatildeo verificamos a presenccedila embora em uma
pequena fraccedilatildeo de Bi (ICSD no 64703) Assim como uma ligeira sugestatildeo da existecircncia de
Bi2O3 (ICSD no 41764) vislumbra-se essa fase em virtude da possiacutevel oxidaccedilatildeo da amostra
devido as sucessivas aberturas do jarro de moagem para realizaccedilatildeo do DRX entretanto
diferentemente do que se percebe para o bismuto natildeo haacute nenhum pico referente ao oxido de
bismuto
Na posiccedilatildeo de 2θ~27o existe um pico caracteriacutestico do Bi2O3 entretanto mesmo com a
melhor resoluccedilatildeo do DRX natildeo eacute possiacutevel distinguir claramente a fase do oxido de bismuto
assim durante o processo de refinamento pelo MR natildeo foi adicionada a fase relativa ao oxido
O refinamento pelo meacutetodo de Rietveld referente a amostra moiacuteda por 19h encontra-se
na Figura 33 percebe-se a boa concordacircncia obtida para a fase de interesse Bi3Ni e a fase
20 30 40 50 60 70 80
Bi
Inte
nsid
ade (
u a)
2 (graus)
Bi
20 25 30 35 40 45
52
amorfa O asterisco indicando o pico principal do Bi salienta que essa fase por contribuir
modestamente em um difratograma tatildeo complexo natildeo eacute bem ajustada
Figura 32 Difratograma da amostra moiacuteda 19h em conjunto com os CIFs de o Bi3Ni Bi e Bi2O3
Figura 33 Difratograma da amostra moiacuteda 19h e refinada por meacutetodo de Rietveld partindo dos CIFs
do Bi3Ni Bi
20 30 40 50 60 70 80
19 horas
Bi3Ni
Bi
Bi2O
3
In
tensid
ade (
u a)
2 (graus)
25 30 35 40
20 30 40 50 60 70 80
Experimental (19h)
Calculado
Residual
Inte
nsid
ade (
u a)
2 (graus)
20 25 30 35 40 45 50
53
Os trabalhos cientiacuteficos que versam sobre a produccedilatildeo e a caracterizaccedilatildeo do composto
Bi3Ni descrevem que a siacutentese pode ser realizada por vaacuterios mecanismos normalmente as
metodologias mais usadas para obtenccedilatildeo envolvem os processos em meio quiacutemico a
eletrodeposiccedilatildeo e a solidificaccedilatildeo raacutepida Em alguns casos utilizou-se longos processos teacutermicos
que envolvem a permanecircncia da amostra num forno de resistecircncia a 1100 degC durante 3 dias
[13] ou processos de sinterizaccedilatildeo com recozimento a vaacutecuo a temperatura de 1000 degC por 24
horas [15] Relata-se tambeacutem que conforme ocorreu neste trabalho algumas amostras
apresentam pequenos traccedilos de Bi em sua composiccedilatildeo final [13]
Dessa forma o primeiro desafio desse trabalho foi produzir uma fase uacutenica de Bi3Ni por
meio da moagem mecacircnica entretanto verificou-se no resultado obtido no DRX e no
refinamento pelo MR que a fase de Bi3Ni embora apresente uma fraccedilatildeo de 999 ainda possui
leves traccedilos do pico mais intenso de bismuto (indicado por um asterisco na Figura 33) Uma
proposta futura seria portanto acrescentar uma pequena quantidade de Ni para interagir com
esse Bi remanescente
42 Medidas de DRX in situ
Com o objetivo de estudar a estabilidade teacutermica e acompanhar a evoluccedilatildeo estrutural da
amostra em funccedilatildeo da temperatura foram realizadas medidas de DRX in situ conforme
descrito nos procedimentos experimentais A Figura 34 apresenta os quatro difratogramas
obtidos
A temperatura de 25 oC observa-se uma fase uacutenica do composto Bi3Ni (com jaacute
mencionado anteriormente a amostra possui uma leve indicaccedilatildeo da presenccedila de bismuto) que
possui estrutura ortorrocircmbica e grupo espacial Pnma eacute a mesma apresentada na Figura 32
A medida que aumentamos a temperatura conforme descrito na seccedilatildeo 3 Figura 21
inicia-se uma transformaccedilatildeo do composto inicial para o crescimento da fase tetragonal de Bi2O3
(ICSD no 41764) e da fase precursora de Bi Essa alteraccedilatildeo na composiccedilatildeo da amostra ocorre
em virtude da degradaccedilatildeo da fase Bi3Ni que conforme eleva-se a temperatura tem sua fraccedilatildeo
diminuiacuteda conforme verifica-se na Figura 36 Embora as medidas in situ terem sido feitas em
baixo vaacutecuo natildeo foi impedido o crescimento do Bi2O3
54
Na Figura 34 encontram-se plotados os DRX referentes as medidas realizadas em 25o
250o 300o e 350 oC as curvas foram deslocadas verticalmente para melhor comparaccedilatildeo
Figura 34 Padratildeo observado nos DRX da amostra submetida a aquecimento
A temperatura de 250 oC temos a ocorrecircncia de trecircs fases Bi3Ni Bi2O3 e Bi
O refinamento estrutural pelo meacutetodo de Rietveld estaacute mostrado na Figura 35 Mesmo tratando-
se de uma amostra com um elevado nuacutemeros de pico aleacutem da presenccedila de uma fase amorfa o
acordo entre o experimental e o calculado eacute notaacutevel Os valores dos iacutendices de avaliaccedilatildeo da
qualidade do refinamento referentes as quatro medidas realizadas encontram-se na tabela 5
20 30 40 50 60 70 80
350 0C
300 0C
250 0C
Inte
nsid
ade (
ua
)
2 (graus)
25 0C
55
Figura 35 Padratildeo obtidos no refinamento pelo MR para amostra aquecida a 250 0C
Tabela 5 Valores de Chi2 e de Rwp obtidos nos refinamentos realizados durante o processo de
aquecimento
A temperatura de 300 oC comeccedila a formaccedilatildeo da uma nova fase cubica de grupo espacial
I23 o Bi12NiO19 em detrimento da diminuiccedilatildeo da fase de Bi3Ni Aleacutem do aumento da fraccedilatildeo
da fase de Bi2O3
Temperatura de realizaccedilatildeo da medida Rwp 1205362
25 0C 69 23
250 0C 83 18
300 0C 98 26
350 0C 99 25
10 20 30 40 50 60 70 80
Inte
nsid
ade (
ua
)
2 (graus)
Experimental
Calculado
Residual
250 0C
25 30 35 40
56
O uacuteltimo DRX foi realizado a 350 oC a principal alteraccedilatildeo dessa medida refere-se ao
fato da inexistecircncia de picos referentes agrave fase Bi3Ni A fase majoritaacuteria torna-se agora a fase
referente ao Bi e a fase Bi12NiO19 (indexado na base de dados PDF2 mas natildeo na base de dados
ICSD) permanece estaacutevel isto eacute sem alteraccedilotildees significativas em sua fraccedilatildeo O fato de estarem
presentes picos referentes ao Bi mesmo apoacutes termos ultrapassado a temperatura de fusatildeo pode
ser explicado levando-se em consideraccedilatildeo a baixa condutividade teacutermica do bismuto aliado ao
excesso de defeitos produzidos na moagem assim natildeo obteve-se a fusatildeo do elemento
Utilizamos os dados obtidos nos refinamentos para plotar o graacutefico exposto na Figura
36 onde eacute possiacutevel observar a fraccedilatildeo de cada fase em funccedilatildeo da temperatura de execuccedilatildeo do
DRX Percebe-se a raacutepida decomposiccedilatildeo da fase de Bi3Ni que entre 250 oC e 350 oC apresenta
uma reduccedilatildeo percentual de aproximadamente 88 concomitantemente ao crescimento
percentual da fase de Bi
Figura 36 Fraccedilotildees de fase em funccedilatildeo da temperatura de realizaccedilatildeo do DRX in situ
O DRX realizado na amostra a 350 oC eacute mostrado na Figura 37 em conjunto aos CIFs
das fases constituintes Para a fase Bi12NiO19 natildeo foi encontrado o CIF no banco de dados do
Inorganic Crystal Structure Database (ICSD) Para refinar utilizando o meacutetodo de Rietveld
partimos do protoacutetipo estrutural de Bi26-x Mx O40-y (M = Mg Al Co Ni) O CIF desta fase
25 75 125 175 225 275 325 375
0
20
40
60
80
100
Fra
ccedilao d
e F
ases (
)
Temperatura (0C)
Bi3Ni
Bi2O
3
Bi
Bi12
NiO19
57
resultante estaacute mostrado em vermelho na Figura 37 e uma representaccedilatildeo da ceacutelula unitaacuteria na
Figura 38 os aacutetomos de oxigecircnio estatildeo representados na cor vermelha e o niacutequel em verde
Figura 37 Padratildeo observado no DRX da amostra em 350 oC em comparaccedilatildeo com o CIF das fases
constituintes
Figura 38 Projeccedilatildeo do eixo a e em perspectiva do Bi12NiO19
10 20 30 40 50 60 70 80
Inte
nsid
ade (
ua
)
2(graus)
350 graus
Bi2O
3
Bi
Bi12
NiO19
20 25 30 35 40 45 50 55
58
O refinamento estrutural utilizando estas fases estaacute mostrado na Figura 39 e os valores
referentes aos paracircmetros de rede obtidos para o refinamento da fase Bi12NiO19 constam na
tabela 6
Figura 39 Padratildeo obtidos no refinamento pelo MR para amostra aquecida a 350 0C
Tabela 6 Paracircmetros da ceacutelula unitaacuteria da estrutura Bi12NiO19
A Figura 40 conteacutem as fotografias retiradas do forno do difratocircmetro antes e apoacutes a
realizaccedilatildeo da medida Eacute possiacutevel verificar que a amostra devido a dilataccedilatildeo volumeacutetrica e a
fusatildeo do bismuto transborda o porta amostra
Paracircmetros de Rede a = b=c=10258(8) Aring
Acircngulos α = β = γ = 900
Volume da ceacutelula 107966(2) Aring3
Grupo de simetria Cuacutebico
Grupo espacial I23
10 20 30 40 50 60 70 80
Inte
nsid
ade (
ua
)
2 (graus)
Calculado
Experimental
Residual
350 0C
20 25 30 35 40 45
59
Figura 40 Fotografia do forno do DRX antes a apoacutes a realizaccedilatildeo das medidas
43 Calorimetria Diferencial de Varredura (DSC)
Com a finalidade de estudar e melhor entender a evoluccedilatildeo estrutural da amostra
observada nas medidas in situ realizou-se medidas DSC conforme descrito nos procedimentos
experimentais a temperatura final foi de 550 oC
Na Figura 41 mostramos as medidas DSC feitas em diferentes taxas de aquecimento
realizadas na amostra moiacuteda por 19 horas Em todas as 4 medidas vemos comportamentos
exoteacutermicos e endoteacutermicos Os picos endoteacutermicos ocorreram a uma temperatura aproximada
de 270 0C temperatura essa equivalente ao ponto de fusatildeo do bismuto e foram atribuiacutedos a
fusatildeo do Bi ocorrida em duas etapas
Comparando-se os resultados obtidos nas medidas in situ onde observamos a nucleaccedilatildeo
de uma nova fase a partir da temperatura de 250 oC com os resultados obtidos no DSC podemos
concluir que o pico exoteacutermico presente no termograma corresponde agrave nucleaccedilatildeo da fase de
Bi2O3
Com a finalidade de calcular a energia de ativaccedilatildeo (Ea) necessaacuteria para promover essa
nucleaccedilatildeo aplicamos a metodologia proposta por Kissinger [2] Conforme indicado na Figura
41 as 4 medidas foram feitas com taxas de aquecimento de 25 5 10 e 20 oCmin
60
A Figura 42 mostra em detalhes a Figura 41 onde vemos os valores das temperaturas
de pico de cristalizaccedilatildeo (Tc) e as referidas taxas de aquecimento (120591) Como era esperado a
medida que a taxa de aquecimento aumenta a temperatura de pico tambem aumenta
Figura 41 Termograma DSC plotados em conjunto para os diferentes fluxos de calor
Figura 42 Espectros DSC com as temperaturas de pico e suas respectivas taxas de aquecimento
100 150 200 250 300 350 400 450 500 550
250Cmin
50Cmin
100Cmin
fluxo d
e c
alo
r (u
a)
Temperatura (0C)
200Cmin
exo
230 235 240 245 250 255 260 265 270 275 280 285
250Cmin
50Cmin
100Cmin
fluxo d
e c
alo
r (u
a )
Temperatura (0C)
242 0C
252 0C
266 0C
278 0C
200Cmin
exo
61
Com os dados fornecidos na Figura 42 pode-se calcular a energia de ativaccedilatildeo referente
a nucleaccedilatildeo da fase de Bi2O3 Plotando-se um graacutefico linear de ln(120591
1198791198882) versus
1
119879119888 onde o
coeficiente angular eacute (minus119864119886
119877) obteacutem-se a energia de ativaccedilatildeo A Figura 43 apresenta a
linearizaccedilatildeo da equaccedilatildeo 16 de onde se obteacutem a energia de ativaccedilatildeo do processo de nucleaccedilatildeo
do Bi2O3
Figura 43 Graacutefico linear do ln(120591
1198791198882) versus
1
119879119888
Logo considerando as relaccedilotildees anteriormente definidas eacute possiacutevel calcular a energia de
ativaccedilatildeo uma vez que m = (minus119864119886
119877) e R = 831 jmol K Desse modo a energia de ativaccedilatildeo
necessaacuteria para promover a nucleaccedilatildeo da fase Bi2O3 eacute de 12465 kJmol
A metodologia proposta permitiria tambeacutem calcular a energia de ativaccedilatildeo necessaacuteria
para cristalizar a fase amorfa as medidas de DSC foram planejadas ateacute a temperatura de
550 oC devido a limitaccedilotildees do equipamento poreacutem como fica evidente na Figura 41 natildeo se
observa nenhum pico exoteacutermico apoacutes os 350 oC que se possa estar associado a cristalizaccedilatildeo da
fase amorfa O pico exoteacutermico existente como jaacute mencionado ocorreu a uma temperatura que
variou de 242 0C agrave 278 0C e refere-se agrave nucleaccedilatildeo de fase
182 184 186 188 190 192 194
-115
-110
-105
-100
-95
ln (
T2 c)
1Tc (10
-3 k
-1)
62
44 Tratamento teacutermico
Apoacutes a realizaccedilatildeo das medidas de DRX in situ e das medidas de DSC a fase amorfa
ainda se encontrava presente assim foi realizado um tratamento teacutermico com a finalidade de
promover a cristalizaccedilatildeo da fase amorfa presente
O tratamento teacutermico foi realizado a uma taxa constante de 10 0Cmim ateacute a temperatura
de 800 0C com a atmosfera protegida por gaacutes argocircnio Na Figura 44 apresenta-se o difratograma
da amostra realizado apoacutes o do tratamento teacutermico vemos no detalhe que a acentuada elevaccedilatildeo
na linha de base entre a faixa de 2θ que vai de aproximadamente 26deg agrave 36deg e que corresponde
a fase amorfa desapareceu completamente
Figura 44 Difratograma da amostra apoacutes tratamento teacutermico
Para a amostra tratada termicamente foram identificadas trecircs fases similar ao observado
nas medias in situ a 350 oC foram identificadas a fase cuacutebica Bi12NiO19 a fase tetragonal de
Bi2O3 (ICSD no 41764) e a fase romboeacutedrica de Bismuto (ICSD no 64703) Na Figura 45
apresentamos o padratildeo observado plotado juntamente com o CIF das 3 fases identificadas
10 20 30 40 50 60 70 80
Inte
nsid
ad
e (
ua
)
2 (graus)
Pos Tratamento Teacutermico
20 25 30 35 40 45 50 55 60
63
Figura 45 Difratograma da amostra apoacutes tratamento teacutermico em conjunto com os CIFs de Bi Bi2O3 e
Bi12NiO19
Pode-se verificar no padratildeo do difratograma da Figura 45 que pelo formato da linha de
base obtida ocorreu a cristalizaccedilatildeo da fase amorfa e as fases identificadas correspondem aos
picos presentes no DRX da amostra
O refinamento realizado pelo MR confirmou a identificaccedilatildeo das fases contidas na
amostra no sentido da exata correspondecircncia entre os picos obtidos nos padrotildees calculados e
observados As fraccedilotildees das fases da amostra que sofreu tratamento teacutermico em comparaccedilatildeo com
as fraccedilotildees obtidas no DRX in situ estatildeo apresentados na tabela 7
Tabela 7 Fraccedilotildees das fases apoacutes tratamento teacutermico e DRX in situ a 350 oC
Fraccedilatildeo das fases Tratamento Teacutermico DRX in situ a 350 oC
Bi12NiO19 90 137
Bi2O3 89 20
Bi 11 663
10 20 30 40 50 60 70 80
Inte
nsid
ade (
ua
)
2 (graus)
Observado
Bi
Bi2O
3
Bi12
NiO19
25 30 35 40 45 50 55
64
O aumento da temperatura propicia a nucleaccedilatildeo das fases de Bi2O3 e Bi12NiO19 em
detrimento da diminuiccedilatildeo da fase Bi3Ni
O refinamento pelo meacutetodo de Rietveld para amostra que sofreu tratamento teacutermico
apresentou uma boa concordacircncia para os perfis calculado e experimental Nesse refinamento
foi utilizado o CIF modificado de Bi12NiO19 Na Figura 46 temos o padratildeo experimental e o
calculado obtidos no refinamento pelo MR
Figura 46 Padratildeo observado e experimental refinado pelo MR para amostra tratada termicamente
Compara-se na Figura 47 os difratogramas obtidos para amostra tratada termicamente e
para o DRX in situ a temperatura de 350 oC eacute possiacutevel identificar a correspondecircncia entre os
picos entretanto eacute notaacutevel a diferenccedila na linha de base do difratograma referente ao DRX in
situ contra o DRX da amostra submetida a tratamento teacutermico Pode-se concluir que para
ocorrer a cristalizaccedilatildeo da fase amorfa eacute necessaacuterio que a temperatura do tratamento teacutermico seja
superior a 550 0C
10 20 30 40 50 60 70 80
Inte
nsid
ade (
ua
)
2 (graus)
Calculado
Experimental
Residual
Pos Tratamento Teacutermico
65
Outro fenocircmeno perceptiacutevel eacute o deslocamento em 2θ da posiccedilatildeo dos picos O
difratograma da amostra que foi ao forno do DRX tem a posiccedilatildeo dos seus picos deslocados para
direita em comparaccedilatildeo ao observado no CIF do Bi12NiO19 e no DRX da amostra que passou
por tratamento teacutermico Podemos associar esse deslocamento a contraccedilatildeo do volume da ceacutelula
unitaacuteria Considerando o valor padratildeo do volume do composto Bi12NiO19 constante na tabela
5 ocorreu uma reduccedilatildeo de volume de aproximadamente 155 para amostra tratada
termicamente e uma variaccedilatildeo positiva de 005 para amostra do DRX in situ Na Figura 47
plotamos juntos os difratogramas da amostra tratada termicamente da amostra que realizou a
medida in situ a 350 0C e o CIF do Bi12NiO19
Figura 47 Difratogramas das amostras apoacutes tratamento teacutermico e DRX in situ em conjunto com o
CIF do Bi12NiO19
O tratamento teacutermico realizado produziu o resultado esperado cristalizando a fase
amorfa As fases presentes na amostra apoacutes a realizaccedilatildeo do tratamento estatildeo em conformidade
agraves encontradas nas medidas de DRX in situ
20 30 40 50 60 70 80
Bi
Inte
nsid
ade (
u a)
2 (graus)
Bi
20 25 30 35 40 45
66
5 CONCLUSAtildeO
A sintetizaccedilatildeo do composto nanoestruturado de Bi3Ni foi realizado de modo eficiente
apoacutes 13 horas de moagem mecacircnica
As medidas de difraccedilatildeo de Raio X possibilitaram acompanhar a evoluccedilatildeo estrutural e a
nucleaccedilatildeo da fase de Bi3Ni O refinamento realizado pelo Meacutetodo de Rietveld proporcionou a
quantificaccedilatildeo dos paracircmetros cristalograacuteficos tais como paracircmetros de rede volume da ceacutelula
unitaacuteria fraccedilatildeo das fases presentes e tamanho de cristalito Os fatores de qualidade e
convergecircncia alcanccedilaram valores satisfatoacuterios correspondendo a exata simulaccedilatildeo do padratildeo
observado
A anaacutelise teacutermica realizada por meio das medidas de DRX in situ permitiu o estudo da
estabilidade teacutermica e o acompanhamento da evoluccedilatildeo estrutural da amostra em funccedilatildeo da
temperatura Foi possiacutevel identificar duas novas fases presentes o Bi2O3 e Bi12NiO19 nucleadas
agraves custas da fase de Bi3Ni Na temperatura de 350 oC a amostra eacute composta das fases Bi12NiO19
Bi2O3 e Bi
As medidas de DSC realizadas ateacute a temperatura de 550 oC e com quatro diferentes
taxas de aquecimento foram utilizadas para se calcular com o uso da equaccedilatildeo de Kissinger a
energia de ativaccedilatildeo (Ea) necessaacuteria para promover a nucleaccedilatildeo do composto Bi12NiO19 que eacute de
12465 kJmol
O tratamento teacutermico no forno ateacute 800 oC promoveu o relaxamento dos defeitos e
tensotildees causadas durante a moagem mecacircnica e a cristalizaccedilatildeo da fase amorfa natildeo sendo mais
possiacutevel identificar no DRX realizado o perfil referente a essa fase Identificou-se novamente a
fase Bi12NiO19 aleacutem da ocorrecircncia das fases de Bi2O3 e Bi jaacute identificadas nas medidas de
DRX in situ confirmando a consistecircncia dos resultados obtidos por dois ensaios diferentes
Pocircde-se verificar o mesmo fenocircmeno em todos os ensaios que envolveram o
aquecimento da amostra Ao aquecer-se o Bi3Ni ocorre um processo de oxidaccedilatildeo que resulta
na formaccedilatildeo da fase de Bi2O3 e a fase de Bi12NiO19 todas associadas ao consumo de Bi da fase
Bi3Ni
Para realizaccedilatildeo de estudos futuros com o intuito de se obter a fase uacutenica de Bi3Ni
pode-se alterar ligeiramente as massas dos produtos com a adiccedilatildeo de um pouco de niacutequel
67
Pode-se melhorar o controle das condiccedilotildees de realizaccedilatildeo dos tratamentos teacutermicos com o
intuito de se evitar a oxidaccedilatildeo A realizaccedilatildeo de medidas de DSC ateacute a temperatura de 800 0C
poderaacute revelar picos exoteacutermicos e propiciar condiccedilotildees para se calcular a energia necessaacuteria
para promover a cristalizaccedilatildeo da fase amorfa
68
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29
1- Fator de escala corresponde agrave correccedilatildeo de proporcionalidade entre o padratildeo
difratomeacutetrico calculado e o observado
2- Linha de base (background) eacute corrigida a partir de dados coletados no proacuteprio
difratograma e da interpolaccedilatildeo entre estes pontos Eacute importante conhecer o
comportamento da linha de base jaacute que esta fornece informaccedilotildees a respeito da presenccedila
de fases amorfas na amostra e pode ser incluiacuteda em uma rotina de quantificaccedilatildeo das
fases envolvidas
3- Perfil de pico conjunto de funccedilotildees analiacuteticas em que se modelam efeitos relacionados
ao perfil Algumas equaccedilotildees analiacuteticas satildeo propostas para corrigir estes efeitos como
as equaccedilotildees Gaussiana Lorentziana e de assimetria
4- Paracircmetros da ceacutelula Podem ser corrigidos pela Lei de Bragg (nλ=2dsenθ) onde o
espaccedilamento d estaacute relacionado aos iacutendices de Miller e portanto aos paracircmetros de
ceacutelula (a b c α β γ) A indexaccedilatildeo dos picos eacute feita levando-se em conta os paracircmetros
da ceacutelula e a intensidade calculada o que mostra certa vantagem em relaccedilatildeo a teacutecnicas
convencionais pois todos os paracircmetros que influenciam na discrepacircncia dos valores
de d satildeo refinados conjuntamente com os das intensidades
5- Fator de estrutura os paracircmetros variaacuteveis deste fator satildeo posiccedilotildees atocircmicas fatores
de temperatura isotroacutepicos ou anisotroacutepicos e o nuacutemero de ocupaccedilatildeo
6- Deslocamento paracircmetros de correccedilatildeo dos deslocamentos devido agrave fuga do ponto focal
da oacuteptica do difratocircmetro
7- Orientaccedilatildeo preferencial correccedilatildeo de problemas gerados na preparaccedilatildeo de amostra
Trabalhos da literatura mostram que a reduccedilatildeo computacional da orientaccedilatildeo preferencial
tem eficiecircncia limitada daiacute a preocupaccedilatildeo em controlar este efeito durante a preparaccedilatildeo
da amostra
30
251 Iacutendices de avaliaccedilatildeo da qualidade do refinamento
A qualidade do refinamento deve ser verificada atraveacutes de indicadores estatiacutesticos
numeacutericos que satildeo utilizados durante o processo iterativo (caacutelculos) e apoacutes o teacutermino deste
para aferir se o refinamento estaacute se procedendo de modo satisfatoacuterio [46]
Os refinamentos realizados no software GSAS [47] devem ser acompanhados no que
diz respeito a convergecircncia ao miacutenimo global por iacutendices de confiabilidade para julgar a
qualidade dos mesmos dentre eles o Rwp (R ponderado) e o 1205362 chamado de ldquogoodnees of fit
os quais estatildeo relacionados com o perfil do difratograma [46]
O Rwp eacute expresso por
119877119908119901 = ( radicsum 120596119894(119910119894minus 119910119888119894)2
119894
sum 120596119894(119910119894)2119894
) 119909 100 (9)
O denominador do Rwp eacute a funccedilatildeo de minimizaccedilatildeo (equaccedilatildeo 4) Esse eacute o iacutendice que deve
ser analisado para verificar se o refinamento estaacute convergindo Se o valor de Rwp estaacute
diminuindo entatildeo o refinamento estaacute sendo bem-sucedido Bons refinamentos fornecem
valores de Rwp da ordem de 2 a 10 tipicamente se encontram entre 10 e 20 [46]
O Rexp eacute o valor estatisticamente esperado sendo expresso conforme [54]
119877119890119909119901 = [(119873minus119875)
sum 119908119894(119910119894(119900119887119904))sup2]
12frasl
(10)
Por sua vez o 1205362 eacute definido como
1205942 = 119877119908119901
119877119890119909119901 (11)
Trata-se de um iacutendice frequentemente utilizado estando relacionado agrave qualidade do
ajuste entre o difratograma calculado e o observado Espera-se que seu valor seja equivalente a
10 em um refinamento perfeito sendo que na praacutetica valores em torno de 50 caracterizam
refinamentos otimizados [43] O Rexp utilizado para se determinar o valor de 1205362 eacute o valor
estatisticamente esperado para o Rwp
31
252 GSAS-EXPGUI
O diagrama de blocos da Figura 12 descreve os procedimentos a serem seguidos para se
iniciar um refinamento no software EXPGUI [48]
Figura 12 Diagrama de blocos com ordem dos procedimentos para iniacutecio do refinamento no EXPGUI
Iniciar o programa
Adicionar as fases
Inserir o Difratograma Experimental
Inserir o arquivo PRM
Escolha da funccedilatildeo de background
powpref
genles
Abertura do programa com criaccedilatildeo de um novo arquivo referente ao
refinamento que seraacute iniciado
A adiccedilatildeo das fases presentes na amostra normalmente utiliza-se arquivos
com as informaccedilotildees cristalograacuteficas com a extensatildeo cif
Insere-se o arquivo contendo o difratograma experimental (com a extensatildeo
gsas)
Inserir o PRM O arquivo PRM conteacutem informaccedilotildees instrumentais do
difratocircmetro utilizado como por exemplo o nome do difratocircmetro o
comprimento de onda da radiaccedilatildeo utilizada a polarizaccedilatildeo e os paracircmetros de
perfil relacionados ao alargamento instrumental
O passo seguinte eacute a escolha da funccedilatildeo de background e o nuacutemero de termos
que se iraacute utilizar O programa dispotildee de 8 tipos de funccedilotildees background Na
sequecircncia deve-se escolher a funccedilatildeo de perfil que iraacute modelar os picos de
difraccedilatildeo O GSAS possui cinco funccedilotildees Nesse trabalho utilizou-se a funccedilatildeo
nuacutemero 4
Preparar e carregar os dados
Prepara para rodar os ciclos de refinamento
32
Concluiacutedo os processos descritos na Figura 12 inicia-se o refinamento dos paracircmetros
vale ressaltar que a utilizaccedilatildeo da funccedilatildeo perfil pseudo-Voigt de Thompson-Cox-Hasting
modificada embora seja mais interessante para refinamentos de estruturas ela pode apresentar
alguma complicaccedilatildeo devido agrave grande quantidade de paracircmetros altamente correlacionados (GU
GV GW GP LX) que tornam a convergecircncia um desafio agrave paciecircncia
Entretanto a sua aplicaccedilatildeo pode ser significativamente simplificada se um refinamento
preacutevio de uma amostra padratildeo for realizado e os paracircmetros instrumentais obtidos forem
usados como paracircmetros iniciais para o refinamento do material desejado [46]
Na Figura 13 apresenta-se um print da interface do EXPGUI Durante os procedimentos
de refinamento
Figura 13 Interface do EXPGUI para refinamento dos paracircmetros
Para refinamento dos paracircmetros o conhecimento da correlaccedilatildeo de cada fator torna mais
faacutecil o sucesso e a qualidade final do refinamento Escolhendo-se a funccedilatildeo de perfil 4 tem-se as
seguintes correlaccedilotildees mostradas na tabela 3
33
Tabela 3 Correlaccedilotildees e definiccedilotildees para as variaacuteveis envolvidas no refinamento pelo MR no EXPGUI
PARAcircMETRO CORRELACcedilAtildeO NO MODELO REFINADO
GV e GW Definem a largura da gaussiana relacionada ao alargamento instrumental
GU Define a largura da gaussiana relacionada agrave micro deformaccedilatildeo da rede
GP Define a largura da gaussiana relacionada ao tamanho de cristalito
LX Define a largura da lorentziana relacionada ao tamanho de cristalito
PTEC Avalia a anisotropia do tamanho de cristalito relacionada ao alargamento de
Lorentz
SHKL Define a micro deformaccedilatildeo da rede relacionada ao alargamento de Lorentz Seu
nuacutemero de termos depende da simetria de Laue
TRNS Descreve a profundidade de penetraccedilatildeo dos raios X em uma amostra
SHFT Determina o deslocamento em 2θ devido agrave posiccedilatildeo da amostra no porta amostra
SFEC Avalia a anisotropia quando haacute falhas de empilhamento da rede
ETA Eacute o termo de mistura entre as contribuiccedilotildees de Gauss e de Lorentz
SL e HL Satildeo termos de assimetria relacionados agrave divergecircncia axial
25 Calorimetria Diferencial de Varredura
A calorimetria diferencial de varredura (Differential Scanning Calorimetry- DSC) eacute um
meacutetodo de medida bem estabelecido e usado numa ampla escala em diferentes aacutereas de
pesquisa Com as medidas de DSC eacute possiacutevel investigar a evoluccedilatildeo teacutermica dos materiais e
tambeacutem avaliar grandezas como pureza capacidade teacutermica calor de transiccedilatildeo transiccedilotildees
viacutetreas relaxaccedilatildeo teacutermica [2]
O sistema DSC consiste na detecccedilatildeo de um sinal eleacutetrico gerado pela diferenccedila de
temperatura entre o material de referecircncia cujo comportamento com a temperatura eacute conhecido
e o material que estaacute sendo investigado (amostra) O DSC eacute um meacutetodo calorimeacutetrico no qual
satildeo medidas diferenccedilas de energia A Figura 14 ilustra a configuraccedilatildeo de um DSC
34
Figura 14 Ilustraccedilatildeo da configuraccedilatildeo de um DSC
As curvas construiacutedas com os dados DSC permitem identificar substacircncias construir
diagramas de fase aleacutem de determinar a fraccedilatildeo de cristalinidade dos materiais A amostra natildeo
inerte pode sofrer periodicamente fenocircmenos de absorccedilatildeo ou geraccedilatildeo de calor em funccedilatildeo do
tempo temperatura e posiccedilatildeo do meio Entre os processos de absorccedilatildeo de calor (endoteacutermicos)
pode-se destacar a fusatildeo a sublimaccedilatildeo a adsorccedilatildeo e entre os processos de geraccedilatildeo de calor
(exoteacutermicos) destacam-se a cristalizaccedilatildeo e a desorccedilatildeo
De acordo com o fenocircmeno ocorrido com a amostra no interior do equipamento a curva
gerada poderaacute apresentar picos endoteacutermicos ou exoteacutermicos a associaccedilatildeo dos dados com um
diagrama de fases um DRX ou outra teacutecnica poderaacute ser necessaacuterio para se extrair informaccedilotildees
consistentes A Figura 15 ilustra as possiacuteveis configuraccedilotildees encontradas em uma curva tiacutepica
de DSC
Figura 15 Representaccedilatildeo graacutefica dos padrotildees geneacutericos de picos apresentados no DSC
35
Dentre os possiacuteveis fenocircmenos apresentados por uma amostra em um DSC pode-se
obter picos exoteacutermicos ou endoteacutermicos Pode-se calcular a energia de ativaccedilatildeo (Ea) necessaacuteria
para promover a cristalizaccedilatildeo ou a nucleaccedilatildeo de uma fase Para tanto eacute necessaacuterio conhecer
valores de temperaturas de pico de cristalizaccedilatildeo (Tc) medidas para diferentes taxas de
aquecimento constantes (τ) e aplicar esses valores na equaccedilatildeo de Kissinger mostrada abaixo
[2]
119897119899 (τ
1198791198882) = minus
119864119886
119877119879119888+ 119888 (12)
onde R = 831 Jmol K eacute a constante molar dos gases e c eacute uma constante arbitraria
36
3 PROCEDIMENTOS EXPERIMENTAIS
31 Produccedilatildeo da Amostra
Para produccedilatildeo da amostra de Bi3Ni utilizou-se a formula AxBy onde x + y =100 e as
relaccedilotildees abaixo descritas as quais permitem encontrar os valores em fraccedilatildeo da massa de cada
componente
119872119879119900119905119886119897 = (119909
119909+119910) 119872119860 + (
119910
119909+119910) 119872119861
119876119860 = (119909
119909+119910)
119872119860
119872119879119874119879119860119871 e (13)
119876119861 = (119910
119909 + 119910)
119872119861
119872119879119874119879119860119871
onde MTotal = massa total a ser pesada MA = massa do elemento A (constante na Tabela
Perioacutedica) MB = massa do elemento B (constante na Tabela Perioacutedica) QA = fraccedilatildeo da massa
do elemento A a ser pesada e QB = fraccedilatildeo da massa do elemento B a ser pesada
Considerando-se as relaccedilotildees acima a amostra composta pelos elementos quiacutemicos
Niacutequel (Ni) e Bismuto (Bi) foi produzida com a massa total de 3 gramas sendo 026 gramas
de Ni (Alfa Aesar com 9995 de pureza e com tamanho de partiacutecula de minus100 mesh) e 274
gramas de Bi (Alfa Aesar com 9995 de pureza e com tamanho de partiacutecula de minus100 mesh)
Para pesagem foi utilizada a balanccedila eletrocircnica de alta precisatildeo (001mg) SHIMADZU modelo
(AUW220D)
32 Siacutentese Mecacircnica
Apoacutes a preparaccedilatildeo da amostra iniciou-se a fase da moagem mecacircnica Para tal utilizou-
se o moinho High Energy Ball Mill Emax da Retsch pertencente ao Laboratoacuterio de Siacutentese e
Caracterizaccedilatildeo de Nanomateriais (LSCN) do IFAM O moinho Emax combina vantagens de
diversos tipos de moinho tais como impacto de alta frequecircncia (moinho oscilante) atrito
37
intenso (moinho oscilante de discos) e movimentos rotativos controlados do vaso de moagem
(moinho de bolas planetaacuterio) o que proporciona um oacutetimo desempenho [55]
Na Figura 16 satildeo mostradas as imagens do moinho na imagem agrave esquerda observa-se a posiccedilatildeo
de fixaccedilatildeo dos dois jarros de moagem
Figura 16 Moinho High Energy Ball Mill Emax
Os suportes de cada vaso satildeo afixados sobre dois discos que giram no mesmo sentido
movendo assim os vasos por uma trajetoacuteria circular sem que estes modifiquem sua orientaccedilatildeo
A accedilatildeo combinada da geometria dos vasos e da mecacircnica do movimento gera um forte atrito
entre as bolas a amostra e as paredes do vaso bem como uma elevada aceleraccedilatildeo que lanccedila as
bolas com forte impacto contra a amostra junto agraves paredes do vaso Disso resulta uma melhor
mistura das partiacuteculas e uma menor granulometria final [55]
O moinho possui um sistema de resfriamento por aacutegua permitindo que a elevada
aplicaccedilatildeo de energia possa ser aproveitada com eficiecircncia no processo de moagem sem que a
amostra se superaqueccedila
A amostra foi colocada no jarro de moagem juntamente com 3 esferas de accedilo inoxidaacutevel
com massa total de 2092 g resultando numa BPR aproximada de 71 O jarro de moagem foi
levado a glove box onde foi realizado o vaacutecuo do ambiente com a posterior injeccedilatildeo de gaacutes
Argocircnio e a selagem do vaso de moagem Esse procedimento teve como objetivo evitar uma
possiacutevel oxidaccedilatildeo da amostra durante a moagem mecacircnica
38
Na Figura 17 eacute possiacutevel visualizar o jarro de moagem em dois momentos sendo o
primeiro entes do fechamento com as esferas e a amostra e posteriormente durante o processo
de fechamento dentro da glove box
Figura 17 Preparaccedilatildeo e selagem do vaso de moagem
O primeiro processo de moagem da mistura foi realizado durante uma hora Apoacutes esse
tempo o jarro foi aberto e feito uma Difraccedilatildeo de Raios X (DRX) da amostra Seguiu-se entatildeo
para selagem do vaso de moagem e preparaccedilatildeo para novo ciclo de moagem O intervalo de
moagem passou a ser de 3 horas sendo realizado em trecircs etapas de 1 hora entre cada etapa
houve um intervalo de 5 minutos para resfriamento da amostra realizadas sem abertura do jarro
de moagem
No procedimento foi utilizada a rotaccedilatildeo de 1000 rpm a temperatura do vaso variou de
27 degC agrave 39 degC no final da moagem Apoacutes as 3 horas de moagem o vaso foi aberto e realizou-se
um DRX da amostra Esse processo se repetiu por seis vezes tendo gerado intervalos de tempo
de1h 4hs 7hs 10hs 13hs 16hs e 19hs de moagem
O fim da moagem foi estabelecido com base na anaacutelise dos difratogramas da amostra e
da constataccedilatildeo de equiliacutebrio na evoluccedilatildeo ou formaccedilatildeo de novas fases
39
33 Difraccedilatildeo de Raios X
As medidas de DRX foram realizadas no Laboratoacuterio de Materiais (LabMat) da UFAM
utilizando um Difratocircmetro de Raio-X modelo Empyrean da PANalytical com radiaccedilatildeo CuKα1
de 1 5406 Aring e se dividiram em duas etapas
A primeira etapa foi realizada com os intervalos de 1h 4hs 7hs 10hs 13hs 16hs e 19
horas e teve como finalidade acompanhar a evoluccedilatildeo estrutural da amostra e confirmar a
formaccedilatildeo da fase uacutenica de Bi3Ni
A Figura 18 apresenta o porta amostra em duas etapas distintas a primeira com a
amostra sendo preparada adequadamente e na segunda pronta para a realizaccedilatildeo do DRX
Figura 18 Preparaccedilatildeo da amostra para realizaccedilatildeo de DRX
Os difratogramas experimentais gerados foram submetidos agrave identificaccedilatildeo das fases
cristalinas atraveacutes de comparaccedilotildees com padrotildees difratomeacutetricos disponibilizados no banco de
dados do Inorganic Crystal Structure Database ndash ICSD
Na Figura 19 apresenta-se o goniocircmetro difratocircmetro de raio-X modelo Empyrean da
PANalytical
40
Figura 19 Difratocircmetro de Raio-X modelo Empyrean da PANalytical
Os padrotildees usados de DRX foram os seguintes
Faixa de acircngulo 10 ndash 100deg
Velocidade de escaneamento 1deg min
Tempo aproximado de realizaccedilatildeo do difratograma 45 min
Tubo de raio-X de cobre (Cu)
Voltagem 40 kV
Corrente 30 mA
Divergecircncia de fenda 10 (deg)
Dispersatildeo de fenda 10 (deg)
A segunda etapa das medidas de DRX foi realizada com uso do forno e medidas in situ
tendo sido realizadas com a amostra moiacuteda por 19 horas nas temperaturas de 250 2500 3000 e
350 0C essas medidas tiveram a finalidade de acompanhar o comportamento estrutural em
funccedilatildeo da temperatura e estudar a estabilidade teacutermica da amostra Detalhes do forno estatildeo
ilustrados nas Figuras 20
41
Figura 20 Preparaccedilatildeo da amostra e porta amostra no forno do DRX
A primeira mediccedilatildeo foi realizada a temperatura de 25 oC seguindo-se de um
aquecimento a taxa de 10 oCmin ateacute atingir a temperatura de 250 oC apoacutes atingir a temperatura
procedeu-se uma execuccedilatildeo de uma isoteacutermica por 10 minutos antes da mediccedilatildeo in situ de DRX
O procedimento foi repetido para as temperaturas de 300 oC e 350 oC conforme pode-se
observar na rampa de aquecimento da Figura 21
Figura 21 Rampa de aquecimento para medidas in situ de DRX
34 Refinamento pelo Meacutetodo de Rietveld
Para realizaccedilatildeo dos refinamentos pelo MR desta dissertaccedilatildeo utilizou-se o programa
GSAS (General Structure Analysis System) e o EXPGUI [4748]
42
Para se descrever o formato dos picos de DRX utilizou-se a funccedilatildeo perfil pseudo-Voigt
de Thompson-Cox-Hasting modificada funccedilatildeo de perfil CW 4 no pacote GSAS que considera
o modelo anisotroacutepico de Stephens e efeitos de textura [4950]
Para o coeficiente de mistura (η) que determina as contribuiccedilotildees do alargamento
gaussiano (η = 0) e Lorentziano (η = 1) nas equaccedilotildees 5 e 6 foi utilizado neste trabalho o valor
de η = 075
Os coeficientes de alargamento instrumental V e W constantes na equaccedilatildeo 5 foram
previamente obtidos a partir do DRX de uma amostra padratildeo bem cristalizada e mantidos fixos
no refinamento dos dados experimentais
Para o caacutelculo do tamanho meacutedio de cristalito com o uso da equaccedilatildeo 7 utilizou-se o
valor de K = 091 e 120582=0154056 nm
O GSAS dispotildee de 8 tipos de funccedilotildees de background neste trabalho utilizou-se a funccedilatildeo
polinomial de Chebyshev o nuacutemero de termos variou tendo sido utilizados 20 termos na funccedilatildeo
polinomial para refinamentos com a presenccedila da fase amorfa e 6 termos apoacutes a cristalizaccedilatildeo da
fase amorfa
Para iniacutecio do refinamento no programa EXPGUI foi utilizado o diagrama de blocos da
Figura 12 e para o refinamento dos paracircmetros as correlaccedilotildees da tabela 3
35 Tratamento Teacutermico
Foi realizado um tratamento teacutermico na amostra moiacuteda por 19 horas com a finalidade
de promover o relaxamento dos defeitos e tensotildees causados durante a moagem mecacircnica e a
cristalizaccedilatildeo da fase amorfa presente A partir da temperatura ambiente 25 oC iniciou-se o
aquecimento a uma taxa de 10 oCmin A temperatura final foi de 800 oC seguindo-se do
desligamento do forno que se manteve fechado ateacute que a temperatura da amostra atingisse
25 oC Em seguida a amostra foi retirada do forno e foi realizado um DRX Utilizou-se um forno
tubular com tubo de quartzo e uma atmosfera com fluxo constante de gaacutes argocircnio ilustrado
na Figura 22
43
Figura 22 Forno utilizado para realizar o tratamento teacutermico
36 Calorimetria Diferencial de Varredura (DSC)
As medidas de DSC foram realizadas na amostra moiacuteda por 19 horas em uma ceacutelula
Netzsch modelo DSC 3500 Sirius pertencente ao Laboratoacuterio de Termo ciecircncias da UFAM
Para realizaccedilatildeo das medidas utilizou-se um fluxo de proteccedilatildeo de N2 a 50 mlmin com
temperatura inicial de 25 oC e temperatura final de 550 oC
Foram realizadas quatro medidas com as taxas de transferecircncia de calor de 25 oCmin
5 oCmin 10 oCmin e 20 oCmin Foram utilizados cadinhos (porta amostra) de alumiacutenio e a
massa meacutedia de 22 mg de amostra foi utilizada nos quatro experimentos
Na Figura 23 eacute mostrada a ceacutelula Netzsch modelo DSC 3500 Sirius onde foram
realizadas as medidas e os cadinhos sendo dois fechados e um com a amostra visiacutevel
Figura 23 Equipamento utilizado para realizar o DSC
44
4 RESULTADOS E DISCUSSOtildeES
41 Evoluccedilatildeo estrutural
A Figura 24 mostra a evoluccedilatildeo estrutural durante o processo de siacutentese conforme
descrito nos procedimentos experimentais Qualitativamente podemos ver nesta figura uma
modificaccedilatildeo gradativa dos padrotildees de difraccedilatildeo O pico mais intenso da amostra moiacuteda por 1
hora corresponde ao plano (1 0 -2) do Bi precursor
Acompanhando o comportamento deste plano em especiacutefico constata-se que entre a
primeira e a quarta hora o mesmo sofre apenas uma ligeira diminuiccedilatildeo Concomitantemente
com este decreacutescimo emergem pequenos novos picos em 2θ aproximadamente entre 28 e 35o
Com 7 horas de moagem os novos picos satildeo evidentes e foram identificados junto agrave base de
dados do ICSD como a estrutura desejada Bi3Ni grupo espacial Pnma (cartatildeo nuacutemero 391336)
Em 13 horas de moagem o pico do Bi atinge seu miacutenimo e segue estaacutevel ateacute 19 h de moagem
Dada a observaccedilatildeo da estabilizaccedilatildeo estrutural o processo foi interrompido Uma anaacutelise mais
detalhada dos difratogramas seraacute mostrada e discutida na sequecircncia
Figura 24 Padratildeo de difraccedilatildeo observado para amostra e Bi3Ni durante todo intervalo de moagem
10 20 30 40 50 60 70 80
19h
16h
1h
10h
1h
7h
4h
2(graus)
1h
13h
Inte
nsid
ade (
ua
)
45
Na Figura 25 mostramos a indexaccedilatildeo das fases na primeira hora de moagem onde foi
verificada o iniacutecio da nucleaccedilatildeo do Bi3Ni Tambeacutem eacute possiacutevel observar os picos do elemento
precursor minoritaacuterio no caso o Niacutequel (cartatildeo ICSD 64703)
Figura 25 Difratograma obtido apoacutes a primeira hora de moagem
Seguindo o processo de moagem conforme descrito nos procedimentos experimentais
a amostra foi moiacuteda por mais 3 horas totalizando 4 horas de moagem os difratogramas obtidos
satildeo apresentados nas Figuras 26 e 27 Nesta etapa jaacute natildeo eacute mais possiacutevel identificar a presenccedila
dos picos referentes ao niacutequel dessa forma somente satildeo observados os picos do bismuto e do
Bi3Ni Poreacutem como verificamos na Figura 24 a nucleaccedilatildeo da liga Bi3Ni continua ocorrendo
sistematicamente
Na Figura 26 mostramos uma comparaccedilatildeo do difratograma padratildeo de Bi3Ni (cartatildeo
nuacutemero 391336 do ICSD) com o difratograma da amostra moiacuteda por 4 horas plotados em
conjunto para destacar a nucleaccedilatildeo da fase de Bi3Ni
Na Figura 27 apresenta-se o resultado do refinamento pelo meacutetodo de Rietveld para as
4 horas de moagem Eacute possiacutevel verificar um bom acordo entre o padratildeo de DRX da amostra e
o padratildeo refinado por MR Os fatores de qualidade podem ser verificados na tabela 4 Neste
refinamento obtivemos uma fraccedilatildeo de fase equivalente a 67 de Bi e 33 de Bi3Ni
46
Figura 26 Difratograma da amostra moiacuteda durante 4 horas (curva com ruiacutedo) e o padratildeo idealizado
do Bi3Ni calculado a partir do arquivo CIF (cartatildeo ICSD no 391336)
Figura 27 Padratildeo observado no DRX (4horas) calculado e residual obtidos no refinamento pelo MR
10 20 30 40 50 60 70 80
23 24 25 26 27 28 29 30 31 32 33
Inte
nsid
ade (
ua
)
2(graus)
4 horas
CIF Bi3Ni
10 20 30 40 50 60 70 80
Experimental
Calculado
Residual
Inte
nsid
ade (
u a)
2 (graus)
4 horas
25 30 35 40 45
47
Em todas as etapas do processo de moagem foram obtidos refinamentos com iacutendices de
qualidade muito semelhantes Natildeo houve alteraccedilatildeo nos acircngulos da ceacutelula unitaacuteria do composto
de Bi3Ni que permanecerem com α= β= λ = 90o Os valores obtidos para os iacutendices de avaliaccedilatildeo
da qualidade e os paracircmetros de rede encontram-se na tabela 4
Tabela 4 Valores de Rwp e 1205362 obtidos nos refinamentos realizados durante o processo de moagem
mecacircnica para o Bi3Ni
Com os resultados obtidos nos refinamentos determinou-se as contribuiccedilotildees em
porcentagem de cada fase em funccedilatildeo do tempo de moagem Verifica-se que apoacutes a primeira
hora de moagem natildeo se identifica no difratograma a presenccedila de Ni entretanto a fase de Bi3Ni
continua nucleando indicando que ainda existe niacutequel disponiacutevel para a formaccedilatildeo desta fase
Pode-se conceber algumas hipoacuteteses para este fato A primeira refere-se agrave sensibilidade do
equipamento de DRX que natildeo identifica precisamente elementos com fraccedilatildeo de fase menor
que 10 Outa hipoacutetese provaacutevel pode ser atribuiacutea a uma adesatildeo do niacutequel nas paredes do jarro
de moagem ou nas esferas de accedilo tendo em vista sua ductilidade
Na Figura 28 foi plotado a fraccedilatildeo de cada uma das fases presentes no processo de
moagem em funccedilatildeo do tempo Fica evidente que apoacutes a primeira hora a fraccedilatildeo de fase do niacutequel
eacute zero mas continua ocorrendo a nucleaccedilatildeo do Bi3Ni que estabiliza em 13 horas
TEMPO DE MOAGEM RWP 1205362 PARAcircMETROS DE REDE DO BI3NI
a (Å) b (Å) c (Å) Volume (Å3)
4 HORAS 77 139 8890(9) 4102(1) 11502(1) 41949(6)
7 HORAS 70 137 8891(3) 4106(1) 11500(1) 41986(9)
10 HORAS 71 131 8888(1) 4104(8) 11495(1) 41939(5)
13 HORAS 65 124 8893(5) 4104(3) 11507(1) 42003(2)
16 HORAS 64 124 8888(7) 4102(9) 11499(9) 41940(1)
19 HORAS 63 123 8894(1) 4105(1) 11506(5) 42012(3)
48
Figura 28 Fraccedilatildeo das fases de Ni Bi e Bi3Ni em funccedilatildeo do tempo de moagem
Utilizando-se a equaccedilatildeo 7 com os dados obtidos no refinamento pelo MR calculou-se
o tamanho meacutedio dos cristalitos de Bi3Ni em funccedilatildeo do tempo de moagem Na Figura 29
apresenta-se em forma de um graacutefico os valores obtidos Observamos que entre a quarta e a
seacutetima hora haacute um aumento aproximado de 14 no tamanho meacutedio do cristalito pode-se
atribuir esse aumento a uma possiacutevel deformaccedilatildeo plaacutestica da amostra acarretando num
acreacutescimo da aacuterea de superfiacutecie o que aumentaria progressivamente a probabilidade de
soldagem a frio dessas partiacuteculas gerando assim um aumento do tamanho meacutedio do cristalito
Entre a seacutetima e a deacutecima hora de moagem ocorre uma reduccedilatildeo de 26 no tamanho do
cristalito maior valor percentual obtido entre intervalos de moagem Entre a deacutecima sexta e a
deacutecima nona hora haacute uma estabilizaccedilatildeo no processo de reduccedilatildeo do tamanho de cristalito
Obtivemos no final do processo uma reduccedilatildeo total de aproximadamente 59 o que representa
um tamanho meacutedio de cristalito na ordem de 2653 nm
Plota-se na Figura 29 um graacutefico com tamanho meacutedio de cristalito do composto Bi3Ni
em funccedilatildeo do tempo de moagem
0 5 10 15 20
0
20
40
60
80
100
Fra
ccedilao d
e fases (
)
Tempo de moagem ( horas)
Bi
Bi3Ni
Ni
49
Figura 29 Tamanho meacutedio de cristalito de Bi3Ni em funccedilatildeo do tempo de moagem
Natildeo houve formaccedilatildeo de novas fases ou aparentemente quaisquer outras alteraccedilotildees
significativas apoacutes a deacutecima terceira hora de moagem Os uacutenicos efeitos com a continuaccedilatildeo da
moagem foram a melhora da cristalizaccedilatildeo da fase de interesse e o aumento de intensidade do
perfil referente a fase amorfa Poreacutem o processo de moagem totalizou 19 horas a finalidade
deste intervalo apoacutes a estabilizaccedilatildeo de formaccedilatildeo da fase pretendida foi verificar a possibilidade
de oxidaccedilatildeo da amostra que ficou exposta ao ambiente durante a execuccedilatildeo do DRX
Observa-se nos difratogramas da Figura 24 a formaccedilatildeo de uma acentuada elevaccedilatildeo na
linha de base entre a faixa de 2θ que vai de aproximadamente 26deg a 36deg A forma ou perfil
dessa elevaccedilatildeo eacute um forte indicio do aparecimento de uma fase amorfa Para alcanccedilar bom
acordo nos refinamentos Rietveld foram necessaacuterios 20 termos na funccedilatildeo polinomial de
Chebyshev para descrever estas linhas de base (background)
Analisando-se portanto os difratogramas referentes agraves etapas de 10 13 16 e 19 horas
eacute possiacutevel identificar o crescimento dessa fase amorfa conforme mostramos na Figura 30
4 6 8 10 12 14 16 18 20
25
30
35
40
45
50
55
Ta
ma
nh
o m
eacuted
io d
e c
rista
lito
(n
m)
Tempo de moagem (horas)
50
Estas curvas satildeo particularmente interessantes uma vez que podemos avaliar as
distacircncias R entre os primeiros vizinhos da fase desordenada aplicando a equaccedilatildeo de Ehrenfest
que pode ser expressa como [56]
2Rsen(θ) = 123λ (14)
O maacuteximo destas curvas correspondem a 2θ ~29o o que nos leva a distacircncias aproximada
de 38 Aring Esta distacircncia natildeo fere nenhum viacutenculo de distancias entre os atamos para
Ni-Ni~248 Aring Ni-Bi~ 278 Aring Bi-Bi~308 Aring Bi-O~214 Aring
Figura 30 Comparaccedilatildeo das funccedilotildees de background para a amostra moiacuteda por 10 13 16 e 19 horas
Com objetivo de avaliar com mais detalhes a estrutura nanocristalina e amorfa
realizamos medidas de difraccedilatildeo com configuraccedilotildees que produzissem uma maior qualidade nos
dados obtidos utilizamos uma cacircmara com baixo vaacutecuo e aumentamos o tempo de aquisiccedilatildeo
dos dados
A Figura 31 mostra o padratildeo obtido para a amostra final moiacuteda por 19 horas
Destacamos a evidente fase amorfa que se forma
10 20 30 40 50 60 70 80
19 horas
16 horas
13 horas
10 horas
Inte
nsid
ade (
u a)
2 (graus)
51
Figura 31 Formaccedilatildeo da fase amorfa na amostra de Bi3Ni apoacutes 19 horas de moagem
Comparando o padratildeo de DRX obtido para amostra moiacuteda por 19 horas com o
difratograma padratildeo de Bi3Ni (cartatildeo nuacutemero 391336 do ICSD) pode-se constatar a
equivalecircncia dos picos conforme apresentada Figura 32
Com os difratogramas de maior resoluccedilatildeo verificamos a presenccedila embora em uma
pequena fraccedilatildeo de Bi (ICSD no 64703) Assim como uma ligeira sugestatildeo da existecircncia de
Bi2O3 (ICSD no 41764) vislumbra-se essa fase em virtude da possiacutevel oxidaccedilatildeo da amostra
devido as sucessivas aberturas do jarro de moagem para realizaccedilatildeo do DRX entretanto
diferentemente do que se percebe para o bismuto natildeo haacute nenhum pico referente ao oxido de
bismuto
Na posiccedilatildeo de 2θ~27o existe um pico caracteriacutestico do Bi2O3 entretanto mesmo com a
melhor resoluccedilatildeo do DRX natildeo eacute possiacutevel distinguir claramente a fase do oxido de bismuto
assim durante o processo de refinamento pelo MR natildeo foi adicionada a fase relativa ao oxido
O refinamento pelo meacutetodo de Rietveld referente a amostra moiacuteda por 19h encontra-se
na Figura 33 percebe-se a boa concordacircncia obtida para a fase de interesse Bi3Ni e a fase
20 30 40 50 60 70 80
Bi
Inte
nsid
ade (
u a)
2 (graus)
Bi
20 25 30 35 40 45
52
amorfa O asterisco indicando o pico principal do Bi salienta que essa fase por contribuir
modestamente em um difratograma tatildeo complexo natildeo eacute bem ajustada
Figura 32 Difratograma da amostra moiacuteda 19h em conjunto com os CIFs de o Bi3Ni Bi e Bi2O3
Figura 33 Difratograma da amostra moiacuteda 19h e refinada por meacutetodo de Rietveld partindo dos CIFs
do Bi3Ni Bi
20 30 40 50 60 70 80
19 horas
Bi3Ni
Bi
Bi2O
3
In
tensid
ade (
u a)
2 (graus)
25 30 35 40
20 30 40 50 60 70 80
Experimental (19h)
Calculado
Residual
Inte
nsid
ade (
u a)
2 (graus)
20 25 30 35 40 45 50
53
Os trabalhos cientiacuteficos que versam sobre a produccedilatildeo e a caracterizaccedilatildeo do composto
Bi3Ni descrevem que a siacutentese pode ser realizada por vaacuterios mecanismos normalmente as
metodologias mais usadas para obtenccedilatildeo envolvem os processos em meio quiacutemico a
eletrodeposiccedilatildeo e a solidificaccedilatildeo raacutepida Em alguns casos utilizou-se longos processos teacutermicos
que envolvem a permanecircncia da amostra num forno de resistecircncia a 1100 degC durante 3 dias
[13] ou processos de sinterizaccedilatildeo com recozimento a vaacutecuo a temperatura de 1000 degC por 24
horas [15] Relata-se tambeacutem que conforme ocorreu neste trabalho algumas amostras
apresentam pequenos traccedilos de Bi em sua composiccedilatildeo final [13]
Dessa forma o primeiro desafio desse trabalho foi produzir uma fase uacutenica de Bi3Ni por
meio da moagem mecacircnica entretanto verificou-se no resultado obtido no DRX e no
refinamento pelo MR que a fase de Bi3Ni embora apresente uma fraccedilatildeo de 999 ainda possui
leves traccedilos do pico mais intenso de bismuto (indicado por um asterisco na Figura 33) Uma
proposta futura seria portanto acrescentar uma pequena quantidade de Ni para interagir com
esse Bi remanescente
42 Medidas de DRX in situ
Com o objetivo de estudar a estabilidade teacutermica e acompanhar a evoluccedilatildeo estrutural da
amostra em funccedilatildeo da temperatura foram realizadas medidas de DRX in situ conforme
descrito nos procedimentos experimentais A Figura 34 apresenta os quatro difratogramas
obtidos
A temperatura de 25 oC observa-se uma fase uacutenica do composto Bi3Ni (com jaacute
mencionado anteriormente a amostra possui uma leve indicaccedilatildeo da presenccedila de bismuto) que
possui estrutura ortorrocircmbica e grupo espacial Pnma eacute a mesma apresentada na Figura 32
A medida que aumentamos a temperatura conforme descrito na seccedilatildeo 3 Figura 21
inicia-se uma transformaccedilatildeo do composto inicial para o crescimento da fase tetragonal de Bi2O3
(ICSD no 41764) e da fase precursora de Bi Essa alteraccedilatildeo na composiccedilatildeo da amostra ocorre
em virtude da degradaccedilatildeo da fase Bi3Ni que conforme eleva-se a temperatura tem sua fraccedilatildeo
diminuiacuteda conforme verifica-se na Figura 36 Embora as medidas in situ terem sido feitas em
baixo vaacutecuo natildeo foi impedido o crescimento do Bi2O3
54
Na Figura 34 encontram-se plotados os DRX referentes as medidas realizadas em 25o
250o 300o e 350 oC as curvas foram deslocadas verticalmente para melhor comparaccedilatildeo
Figura 34 Padratildeo observado nos DRX da amostra submetida a aquecimento
A temperatura de 250 oC temos a ocorrecircncia de trecircs fases Bi3Ni Bi2O3 e Bi
O refinamento estrutural pelo meacutetodo de Rietveld estaacute mostrado na Figura 35 Mesmo tratando-
se de uma amostra com um elevado nuacutemeros de pico aleacutem da presenccedila de uma fase amorfa o
acordo entre o experimental e o calculado eacute notaacutevel Os valores dos iacutendices de avaliaccedilatildeo da
qualidade do refinamento referentes as quatro medidas realizadas encontram-se na tabela 5
20 30 40 50 60 70 80
350 0C
300 0C
250 0C
Inte
nsid
ade (
ua
)
2 (graus)
25 0C
55
Figura 35 Padratildeo obtidos no refinamento pelo MR para amostra aquecida a 250 0C
Tabela 5 Valores de Chi2 e de Rwp obtidos nos refinamentos realizados durante o processo de
aquecimento
A temperatura de 300 oC comeccedila a formaccedilatildeo da uma nova fase cubica de grupo espacial
I23 o Bi12NiO19 em detrimento da diminuiccedilatildeo da fase de Bi3Ni Aleacutem do aumento da fraccedilatildeo
da fase de Bi2O3
Temperatura de realizaccedilatildeo da medida Rwp 1205362
25 0C 69 23
250 0C 83 18
300 0C 98 26
350 0C 99 25
10 20 30 40 50 60 70 80
Inte
nsid
ade (
ua
)
2 (graus)
Experimental
Calculado
Residual
250 0C
25 30 35 40
56
O uacuteltimo DRX foi realizado a 350 oC a principal alteraccedilatildeo dessa medida refere-se ao
fato da inexistecircncia de picos referentes agrave fase Bi3Ni A fase majoritaacuteria torna-se agora a fase
referente ao Bi e a fase Bi12NiO19 (indexado na base de dados PDF2 mas natildeo na base de dados
ICSD) permanece estaacutevel isto eacute sem alteraccedilotildees significativas em sua fraccedilatildeo O fato de estarem
presentes picos referentes ao Bi mesmo apoacutes termos ultrapassado a temperatura de fusatildeo pode
ser explicado levando-se em consideraccedilatildeo a baixa condutividade teacutermica do bismuto aliado ao
excesso de defeitos produzidos na moagem assim natildeo obteve-se a fusatildeo do elemento
Utilizamos os dados obtidos nos refinamentos para plotar o graacutefico exposto na Figura
36 onde eacute possiacutevel observar a fraccedilatildeo de cada fase em funccedilatildeo da temperatura de execuccedilatildeo do
DRX Percebe-se a raacutepida decomposiccedilatildeo da fase de Bi3Ni que entre 250 oC e 350 oC apresenta
uma reduccedilatildeo percentual de aproximadamente 88 concomitantemente ao crescimento
percentual da fase de Bi
Figura 36 Fraccedilotildees de fase em funccedilatildeo da temperatura de realizaccedilatildeo do DRX in situ
O DRX realizado na amostra a 350 oC eacute mostrado na Figura 37 em conjunto aos CIFs
das fases constituintes Para a fase Bi12NiO19 natildeo foi encontrado o CIF no banco de dados do
Inorganic Crystal Structure Database (ICSD) Para refinar utilizando o meacutetodo de Rietveld
partimos do protoacutetipo estrutural de Bi26-x Mx O40-y (M = Mg Al Co Ni) O CIF desta fase
25 75 125 175 225 275 325 375
0
20
40
60
80
100
Fra
ccedilao d
e F
ases (
)
Temperatura (0C)
Bi3Ni
Bi2O
3
Bi
Bi12
NiO19
57
resultante estaacute mostrado em vermelho na Figura 37 e uma representaccedilatildeo da ceacutelula unitaacuteria na
Figura 38 os aacutetomos de oxigecircnio estatildeo representados na cor vermelha e o niacutequel em verde
Figura 37 Padratildeo observado no DRX da amostra em 350 oC em comparaccedilatildeo com o CIF das fases
constituintes
Figura 38 Projeccedilatildeo do eixo a e em perspectiva do Bi12NiO19
10 20 30 40 50 60 70 80
Inte
nsid
ade (
ua
)
2(graus)
350 graus
Bi2O
3
Bi
Bi12
NiO19
20 25 30 35 40 45 50 55
58
O refinamento estrutural utilizando estas fases estaacute mostrado na Figura 39 e os valores
referentes aos paracircmetros de rede obtidos para o refinamento da fase Bi12NiO19 constam na
tabela 6
Figura 39 Padratildeo obtidos no refinamento pelo MR para amostra aquecida a 350 0C
Tabela 6 Paracircmetros da ceacutelula unitaacuteria da estrutura Bi12NiO19
A Figura 40 conteacutem as fotografias retiradas do forno do difratocircmetro antes e apoacutes a
realizaccedilatildeo da medida Eacute possiacutevel verificar que a amostra devido a dilataccedilatildeo volumeacutetrica e a
fusatildeo do bismuto transborda o porta amostra
Paracircmetros de Rede a = b=c=10258(8) Aring
Acircngulos α = β = γ = 900
Volume da ceacutelula 107966(2) Aring3
Grupo de simetria Cuacutebico
Grupo espacial I23
10 20 30 40 50 60 70 80
Inte
nsid
ade (
ua
)
2 (graus)
Calculado
Experimental
Residual
350 0C
20 25 30 35 40 45
59
Figura 40 Fotografia do forno do DRX antes a apoacutes a realizaccedilatildeo das medidas
43 Calorimetria Diferencial de Varredura (DSC)
Com a finalidade de estudar e melhor entender a evoluccedilatildeo estrutural da amostra
observada nas medidas in situ realizou-se medidas DSC conforme descrito nos procedimentos
experimentais a temperatura final foi de 550 oC
Na Figura 41 mostramos as medidas DSC feitas em diferentes taxas de aquecimento
realizadas na amostra moiacuteda por 19 horas Em todas as 4 medidas vemos comportamentos
exoteacutermicos e endoteacutermicos Os picos endoteacutermicos ocorreram a uma temperatura aproximada
de 270 0C temperatura essa equivalente ao ponto de fusatildeo do bismuto e foram atribuiacutedos a
fusatildeo do Bi ocorrida em duas etapas
Comparando-se os resultados obtidos nas medidas in situ onde observamos a nucleaccedilatildeo
de uma nova fase a partir da temperatura de 250 oC com os resultados obtidos no DSC podemos
concluir que o pico exoteacutermico presente no termograma corresponde agrave nucleaccedilatildeo da fase de
Bi2O3
Com a finalidade de calcular a energia de ativaccedilatildeo (Ea) necessaacuteria para promover essa
nucleaccedilatildeo aplicamos a metodologia proposta por Kissinger [2] Conforme indicado na Figura
41 as 4 medidas foram feitas com taxas de aquecimento de 25 5 10 e 20 oCmin
60
A Figura 42 mostra em detalhes a Figura 41 onde vemos os valores das temperaturas
de pico de cristalizaccedilatildeo (Tc) e as referidas taxas de aquecimento (120591) Como era esperado a
medida que a taxa de aquecimento aumenta a temperatura de pico tambem aumenta
Figura 41 Termograma DSC plotados em conjunto para os diferentes fluxos de calor
Figura 42 Espectros DSC com as temperaturas de pico e suas respectivas taxas de aquecimento
100 150 200 250 300 350 400 450 500 550
250Cmin
50Cmin
100Cmin
fluxo d
e c
alo
r (u
a)
Temperatura (0C)
200Cmin
exo
230 235 240 245 250 255 260 265 270 275 280 285
250Cmin
50Cmin
100Cmin
fluxo d
e c
alo
r (u
a )
Temperatura (0C)
242 0C
252 0C
266 0C
278 0C
200Cmin
exo
61
Com os dados fornecidos na Figura 42 pode-se calcular a energia de ativaccedilatildeo referente
a nucleaccedilatildeo da fase de Bi2O3 Plotando-se um graacutefico linear de ln(120591
1198791198882) versus
1
119879119888 onde o
coeficiente angular eacute (minus119864119886
119877) obteacutem-se a energia de ativaccedilatildeo A Figura 43 apresenta a
linearizaccedilatildeo da equaccedilatildeo 16 de onde se obteacutem a energia de ativaccedilatildeo do processo de nucleaccedilatildeo
do Bi2O3
Figura 43 Graacutefico linear do ln(120591
1198791198882) versus
1
119879119888
Logo considerando as relaccedilotildees anteriormente definidas eacute possiacutevel calcular a energia de
ativaccedilatildeo uma vez que m = (minus119864119886
119877) e R = 831 jmol K Desse modo a energia de ativaccedilatildeo
necessaacuteria para promover a nucleaccedilatildeo da fase Bi2O3 eacute de 12465 kJmol
A metodologia proposta permitiria tambeacutem calcular a energia de ativaccedilatildeo necessaacuteria
para cristalizar a fase amorfa as medidas de DSC foram planejadas ateacute a temperatura de
550 oC devido a limitaccedilotildees do equipamento poreacutem como fica evidente na Figura 41 natildeo se
observa nenhum pico exoteacutermico apoacutes os 350 oC que se possa estar associado a cristalizaccedilatildeo da
fase amorfa O pico exoteacutermico existente como jaacute mencionado ocorreu a uma temperatura que
variou de 242 0C agrave 278 0C e refere-se agrave nucleaccedilatildeo de fase
182 184 186 188 190 192 194
-115
-110
-105
-100
-95
ln (
T2 c)
1Tc (10
-3 k
-1)
62
44 Tratamento teacutermico
Apoacutes a realizaccedilatildeo das medidas de DRX in situ e das medidas de DSC a fase amorfa
ainda se encontrava presente assim foi realizado um tratamento teacutermico com a finalidade de
promover a cristalizaccedilatildeo da fase amorfa presente
O tratamento teacutermico foi realizado a uma taxa constante de 10 0Cmim ateacute a temperatura
de 800 0C com a atmosfera protegida por gaacutes argocircnio Na Figura 44 apresenta-se o difratograma
da amostra realizado apoacutes o do tratamento teacutermico vemos no detalhe que a acentuada elevaccedilatildeo
na linha de base entre a faixa de 2θ que vai de aproximadamente 26deg agrave 36deg e que corresponde
a fase amorfa desapareceu completamente
Figura 44 Difratograma da amostra apoacutes tratamento teacutermico
Para a amostra tratada termicamente foram identificadas trecircs fases similar ao observado
nas medias in situ a 350 oC foram identificadas a fase cuacutebica Bi12NiO19 a fase tetragonal de
Bi2O3 (ICSD no 41764) e a fase romboeacutedrica de Bismuto (ICSD no 64703) Na Figura 45
apresentamos o padratildeo observado plotado juntamente com o CIF das 3 fases identificadas
10 20 30 40 50 60 70 80
Inte
nsid
ad
e (
ua
)
2 (graus)
Pos Tratamento Teacutermico
20 25 30 35 40 45 50 55 60
63
Figura 45 Difratograma da amostra apoacutes tratamento teacutermico em conjunto com os CIFs de Bi Bi2O3 e
Bi12NiO19
Pode-se verificar no padratildeo do difratograma da Figura 45 que pelo formato da linha de
base obtida ocorreu a cristalizaccedilatildeo da fase amorfa e as fases identificadas correspondem aos
picos presentes no DRX da amostra
O refinamento realizado pelo MR confirmou a identificaccedilatildeo das fases contidas na
amostra no sentido da exata correspondecircncia entre os picos obtidos nos padrotildees calculados e
observados As fraccedilotildees das fases da amostra que sofreu tratamento teacutermico em comparaccedilatildeo com
as fraccedilotildees obtidas no DRX in situ estatildeo apresentados na tabela 7
Tabela 7 Fraccedilotildees das fases apoacutes tratamento teacutermico e DRX in situ a 350 oC
Fraccedilatildeo das fases Tratamento Teacutermico DRX in situ a 350 oC
Bi12NiO19 90 137
Bi2O3 89 20
Bi 11 663
10 20 30 40 50 60 70 80
Inte
nsid
ade (
ua
)
2 (graus)
Observado
Bi
Bi2O
3
Bi12
NiO19
25 30 35 40 45 50 55
64
O aumento da temperatura propicia a nucleaccedilatildeo das fases de Bi2O3 e Bi12NiO19 em
detrimento da diminuiccedilatildeo da fase Bi3Ni
O refinamento pelo meacutetodo de Rietveld para amostra que sofreu tratamento teacutermico
apresentou uma boa concordacircncia para os perfis calculado e experimental Nesse refinamento
foi utilizado o CIF modificado de Bi12NiO19 Na Figura 46 temos o padratildeo experimental e o
calculado obtidos no refinamento pelo MR
Figura 46 Padratildeo observado e experimental refinado pelo MR para amostra tratada termicamente
Compara-se na Figura 47 os difratogramas obtidos para amostra tratada termicamente e
para o DRX in situ a temperatura de 350 oC eacute possiacutevel identificar a correspondecircncia entre os
picos entretanto eacute notaacutevel a diferenccedila na linha de base do difratograma referente ao DRX in
situ contra o DRX da amostra submetida a tratamento teacutermico Pode-se concluir que para
ocorrer a cristalizaccedilatildeo da fase amorfa eacute necessaacuterio que a temperatura do tratamento teacutermico seja
superior a 550 0C
10 20 30 40 50 60 70 80
Inte
nsid
ade (
ua
)
2 (graus)
Calculado
Experimental
Residual
Pos Tratamento Teacutermico
65
Outro fenocircmeno perceptiacutevel eacute o deslocamento em 2θ da posiccedilatildeo dos picos O
difratograma da amostra que foi ao forno do DRX tem a posiccedilatildeo dos seus picos deslocados para
direita em comparaccedilatildeo ao observado no CIF do Bi12NiO19 e no DRX da amostra que passou
por tratamento teacutermico Podemos associar esse deslocamento a contraccedilatildeo do volume da ceacutelula
unitaacuteria Considerando o valor padratildeo do volume do composto Bi12NiO19 constante na tabela
5 ocorreu uma reduccedilatildeo de volume de aproximadamente 155 para amostra tratada
termicamente e uma variaccedilatildeo positiva de 005 para amostra do DRX in situ Na Figura 47
plotamos juntos os difratogramas da amostra tratada termicamente da amostra que realizou a
medida in situ a 350 0C e o CIF do Bi12NiO19
Figura 47 Difratogramas das amostras apoacutes tratamento teacutermico e DRX in situ em conjunto com o
CIF do Bi12NiO19
O tratamento teacutermico realizado produziu o resultado esperado cristalizando a fase
amorfa As fases presentes na amostra apoacutes a realizaccedilatildeo do tratamento estatildeo em conformidade
agraves encontradas nas medidas de DRX in situ
20 30 40 50 60 70 80
Bi
Inte
nsid
ade (
u a)
2 (graus)
Bi
20 25 30 35 40 45
66
5 CONCLUSAtildeO
A sintetizaccedilatildeo do composto nanoestruturado de Bi3Ni foi realizado de modo eficiente
apoacutes 13 horas de moagem mecacircnica
As medidas de difraccedilatildeo de Raio X possibilitaram acompanhar a evoluccedilatildeo estrutural e a
nucleaccedilatildeo da fase de Bi3Ni O refinamento realizado pelo Meacutetodo de Rietveld proporcionou a
quantificaccedilatildeo dos paracircmetros cristalograacuteficos tais como paracircmetros de rede volume da ceacutelula
unitaacuteria fraccedilatildeo das fases presentes e tamanho de cristalito Os fatores de qualidade e
convergecircncia alcanccedilaram valores satisfatoacuterios correspondendo a exata simulaccedilatildeo do padratildeo
observado
A anaacutelise teacutermica realizada por meio das medidas de DRX in situ permitiu o estudo da
estabilidade teacutermica e o acompanhamento da evoluccedilatildeo estrutural da amostra em funccedilatildeo da
temperatura Foi possiacutevel identificar duas novas fases presentes o Bi2O3 e Bi12NiO19 nucleadas
agraves custas da fase de Bi3Ni Na temperatura de 350 oC a amostra eacute composta das fases Bi12NiO19
Bi2O3 e Bi
As medidas de DSC realizadas ateacute a temperatura de 550 oC e com quatro diferentes
taxas de aquecimento foram utilizadas para se calcular com o uso da equaccedilatildeo de Kissinger a
energia de ativaccedilatildeo (Ea) necessaacuteria para promover a nucleaccedilatildeo do composto Bi12NiO19 que eacute de
12465 kJmol
O tratamento teacutermico no forno ateacute 800 oC promoveu o relaxamento dos defeitos e
tensotildees causadas durante a moagem mecacircnica e a cristalizaccedilatildeo da fase amorfa natildeo sendo mais
possiacutevel identificar no DRX realizado o perfil referente a essa fase Identificou-se novamente a
fase Bi12NiO19 aleacutem da ocorrecircncia das fases de Bi2O3 e Bi jaacute identificadas nas medidas de
DRX in situ confirmando a consistecircncia dos resultados obtidos por dois ensaios diferentes
Pocircde-se verificar o mesmo fenocircmeno em todos os ensaios que envolveram o
aquecimento da amostra Ao aquecer-se o Bi3Ni ocorre um processo de oxidaccedilatildeo que resulta
na formaccedilatildeo da fase de Bi2O3 e a fase de Bi12NiO19 todas associadas ao consumo de Bi da fase
Bi3Ni
Para realizaccedilatildeo de estudos futuros com o intuito de se obter a fase uacutenica de Bi3Ni
pode-se alterar ligeiramente as massas dos produtos com a adiccedilatildeo de um pouco de niacutequel
67
Pode-se melhorar o controle das condiccedilotildees de realizaccedilatildeo dos tratamentos teacutermicos com o
intuito de se evitar a oxidaccedilatildeo A realizaccedilatildeo de medidas de DSC ateacute a temperatura de 800 0C
poderaacute revelar picos exoteacutermicos e propiciar condiccedilotildees para se calcular a energia necessaacuteria
para promover a cristalizaccedilatildeo da fase amorfa
68
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Functional Theory The Open Quantum Materials Database (OQMD) JOM n65 p1501-
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30
251 Iacutendices de avaliaccedilatildeo da qualidade do refinamento
A qualidade do refinamento deve ser verificada atraveacutes de indicadores estatiacutesticos
numeacutericos que satildeo utilizados durante o processo iterativo (caacutelculos) e apoacutes o teacutermino deste
para aferir se o refinamento estaacute se procedendo de modo satisfatoacuterio [46]
Os refinamentos realizados no software GSAS [47] devem ser acompanhados no que
diz respeito a convergecircncia ao miacutenimo global por iacutendices de confiabilidade para julgar a
qualidade dos mesmos dentre eles o Rwp (R ponderado) e o 1205362 chamado de ldquogoodnees of fit
os quais estatildeo relacionados com o perfil do difratograma [46]
O Rwp eacute expresso por
119877119908119901 = ( radicsum 120596119894(119910119894minus 119910119888119894)2
119894
sum 120596119894(119910119894)2119894
) 119909 100 (9)
O denominador do Rwp eacute a funccedilatildeo de minimizaccedilatildeo (equaccedilatildeo 4) Esse eacute o iacutendice que deve
ser analisado para verificar se o refinamento estaacute convergindo Se o valor de Rwp estaacute
diminuindo entatildeo o refinamento estaacute sendo bem-sucedido Bons refinamentos fornecem
valores de Rwp da ordem de 2 a 10 tipicamente se encontram entre 10 e 20 [46]
O Rexp eacute o valor estatisticamente esperado sendo expresso conforme [54]
119877119890119909119901 = [(119873minus119875)
sum 119908119894(119910119894(119900119887119904))sup2]
12frasl
(10)
Por sua vez o 1205362 eacute definido como
1205942 = 119877119908119901
119877119890119909119901 (11)
Trata-se de um iacutendice frequentemente utilizado estando relacionado agrave qualidade do
ajuste entre o difratograma calculado e o observado Espera-se que seu valor seja equivalente a
10 em um refinamento perfeito sendo que na praacutetica valores em torno de 50 caracterizam
refinamentos otimizados [43] O Rexp utilizado para se determinar o valor de 1205362 eacute o valor
estatisticamente esperado para o Rwp
31
252 GSAS-EXPGUI
O diagrama de blocos da Figura 12 descreve os procedimentos a serem seguidos para se
iniciar um refinamento no software EXPGUI [48]
Figura 12 Diagrama de blocos com ordem dos procedimentos para iniacutecio do refinamento no EXPGUI
Iniciar o programa
Adicionar as fases
Inserir o Difratograma Experimental
Inserir o arquivo PRM
Escolha da funccedilatildeo de background
powpref
genles
Abertura do programa com criaccedilatildeo de um novo arquivo referente ao
refinamento que seraacute iniciado
A adiccedilatildeo das fases presentes na amostra normalmente utiliza-se arquivos
com as informaccedilotildees cristalograacuteficas com a extensatildeo cif
Insere-se o arquivo contendo o difratograma experimental (com a extensatildeo
gsas)
Inserir o PRM O arquivo PRM conteacutem informaccedilotildees instrumentais do
difratocircmetro utilizado como por exemplo o nome do difratocircmetro o
comprimento de onda da radiaccedilatildeo utilizada a polarizaccedilatildeo e os paracircmetros de
perfil relacionados ao alargamento instrumental
O passo seguinte eacute a escolha da funccedilatildeo de background e o nuacutemero de termos
que se iraacute utilizar O programa dispotildee de 8 tipos de funccedilotildees background Na
sequecircncia deve-se escolher a funccedilatildeo de perfil que iraacute modelar os picos de
difraccedilatildeo O GSAS possui cinco funccedilotildees Nesse trabalho utilizou-se a funccedilatildeo
nuacutemero 4
Preparar e carregar os dados
Prepara para rodar os ciclos de refinamento
32
Concluiacutedo os processos descritos na Figura 12 inicia-se o refinamento dos paracircmetros
vale ressaltar que a utilizaccedilatildeo da funccedilatildeo perfil pseudo-Voigt de Thompson-Cox-Hasting
modificada embora seja mais interessante para refinamentos de estruturas ela pode apresentar
alguma complicaccedilatildeo devido agrave grande quantidade de paracircmetros altamente correlacionados (GU
GV GW GP LX) que tornam a convergecircncia um desafio agrave paciecircncia
Entretanto a sua aplicaccedilatildeo pode ser significativamente simplificada se um refinamento
preacutevio de uma amostra padratildeo for realizado e os paracircmetros instrumentais obtidos forem
usados como paracircmetros iniciais para o refinamento do material desejado [46]
Na Figura 13 apresenta-se um print da interface do EXPGUI Durante os procedimentos
de refinamento
Figura 13 Interface do EXPGUI para refinamento dos paracircmetros
Para refinamento dos paracircmetros o conhecimento da correlaccedilatildeo de cada fator torna mais
faacutecil o sucesso e a qualidade final do refinamento Escolhendo-se a funccedilatildeo de perfil 4 tem-se as
seguintes correlaccedilotildees mostradas na tabela 3
33
Tabela 3 Correlaccedilotildees e definiccedilotildees para as variaacuteveis envolvidas no refinamento pelo MR no EXPGUI
PARAcircMETRO CORRELACcedilAtildeO NO MODELO REFINADO
GV e GW Definem a largura da gaussiana relacionada ao alargamento instrumental
GU Define a largura da gaussiana relacionada agrave micro deformaccedilatildeo da rede
GP Define a largura da gaussiana relacionada ao tamanho de cristalito
LX Define a largura da lorentziana relacionada ao tamanho de cristalito
PTEC Avalia a anisotropia do tamanho de cristalito relacionada ao alargamento de
Lorentz
SHKL Define a micro deformaccedilatildeo da rede relacionada ao alargamento de Lorentz Seu
nuacutemero de termos depende da simetria de Laue
TRNS Descreve a profundidade de penetraccedilatildeo dos raios X em uma amostra
SHFT Determina o deslocamento em 2θ devido agrave posiccedilatildeo da amostra no porta amostra
SFEC Avalia a anisotropia quando haacute falhas de empilhamento da rede
ETA Eacute o termo de mistura entre as contribuiccedilotildees de Gauss e de Lorentz
SL e HL Satildeo termos de assimetria relacionados agrave divergecircncia axial
25 Calorimetria Diferencial de Varredura
A calorimetria diferencial de varredura (Differential Scanning Calorimetry- DSC) eacute um
meacutetodo de medida bem estabelecido e usado numa ampla escala em diferentes aacutereas de
pesquisa Com as medidas de DSC eacute possiacutevel investigar a evoluccedilatildeo teacutermica dos materiais e
tambeacutem avaliar grandezas como pureza capacidade teacutermica calor de transiccedilatildeo transiccedilotildees
viacutetreas relaxaccedilatildeo teacutermica [2]
O sistema DSC consiste na detecccedilatildeo de um sinal eleacutetrico gerado pela diferenccedila de
temperatura entre o material de referecircncia cujo comportamento com a temperatura eacute conhecido
e o material que estaacute sendo investigado (amostra) O DSC eacute um meacutetodo calorimeacutetrico no qual
satildeo medidas diferenccedilas de energia A Figura 14 ilustra a configuraccedilatildeo de um DSC
34
Figura 14 Ilustraccedilatildeo da configuraccedilatildeo de um DSC
As curvas construiacutedas com os dados DSC permitem identificar substacircncias construir
diagramas de fase aleacutem de determinar a fraccedilatildeo de cristalinidade dos materiais A amostra natildeo
inerte pode sofrer periodicamente fenocircmenos de absorccedilatildeo ou geraccedilatildeo de calor em funccedilatildeo do
tempo temperatura e posiccedilatildeo do meio Entre os processos de absorccedilatildeo de calor (endoteacutermicos)
pode-se destacar a fusatildeo a sublimaccedilatildeo a adsorccedilatildeo e entre os processos de geraccedilatildeo de calor
(exoteacutermicos) destacam-se a cristalizaccedilatildeo e a desorccedilatildeo
De acordo com o fenocircmeno ocorrido com a amostra no interior do equipamento a curva
gerada poderaacute apresentar picos endoteacutermicos ou exoteacutermicos a associaccedilatildeo dos dados com um
diagrama de fases um DRX ou outra teacutecnica poderaacute ser necessaacuterio para se extrair informaccedilotildees
consistentes A Figura 15 ilustra as possiacuteveis configuraccedilotildees encontradas em uma curva tiacutepica
de DSC
Figura 15 Representaccedilatildeo graacutefica dos padrotildees geneacutericos de picos apresentados no DSC
35
Dentre os possiacuteveis fenocircmenos apresentados por uma amostra em um DSC pode-se
obter picos exoteacutermicos ou endoteacutermicos Pode-se calcular a energia de ativaccedilatildeo (Ea) necessaacuteria
para promover a cristalizaccedilatildeo ou a nucleaccedilatildeo de uma fase Para tanto eacute necessaacuterio conhecer
valores de temperaturas de pico de cristalizaccedilatildeo (Tc) medidas para diferentes taxas de
aquecimento constantes (τ) e aplicar esses valores na equaccedilatildeo de Kissinger mostrada abaixo
[2]
119897119899 (τ
1198791198882) = minus
119864119886
119877119879119888+ 119888 (12)
onde R = 831 Jmol K eacute a constante molar dos gases e c eacute uma constante arbitraria
36
3 PROCEDIMENTOS EXPERIMENTAIS
31 Produccedilatildeo da Amostra
Para produccedilatildeo da amostra de Bi3Ni utilizou-se a formula AxBy onde x + y =100 e as
relaccedilotildees abaixo descritas as quais permitem encontrar os valores em fraccedilatildeo da massa de cada
componente
119872119879119900119905119886119897 = (119909
119909+119910) 119872119860 + (
119910
119909+119910) 119872119861
119876119860 = (119909
119909+119910)
119872119860
119872119879119874119879119860119871 e (13)
119876119861 = (119910
119909 + 119910)
119872119861
119872119879119874119879119860119871
onde MTotal = massa total a ser pesada MA = massa do elemento A (constante na Tabela
Perioacutedica) MB = massa do elemento B (constante na Tabela Perioacutedica) QA = fraccedilatildeo da massa
do elemento A a ser pesada e QB = fraccedilatildeo da massa do elemento B a ser pesada
Considerando-se as relaccedilotildees acima a amostra composta pelos elementos quiacutemicos
Niacutequel (Ni) e Bismuto (Bi) foi produzida com a massa total de 3 gramas sendo 026 gramas
de Ni (Alfa Aesar com 9995 de pureza e com tamanho de partiacutecula de minus100 mesh) e 274
gramas de Bi (Alfa Aesar com 9995 de pureza e com tamanho de partiacutecula de minus100 mesh)
Para pesagem foi utilizada a balanccedila eletrocircnica de alta precisatildeo (001mg) SHIMADZU modelo
(AUW220D)
32 Siacutentese Mecacircnica
Apoacutes a preparaccedilatildeo da amostra iniciou-se a fase da moagem mecacircnica Para tal utilizou-
se o moinho High Energy Ball Mill Emax da Retsch pertencente ao Laboratoacuterio de Siacutentese e
Caracterizaccedilatildeo de Nanomateriais (LSCN) do IFAM O moinho Emax combina vantagens de
diversos tipos de moinho tais como impacto de alta frequecircncia (moinho oscilante) atrito
37
intenso (moinho oscilante de discos) e movimentos rotativos controlados do vaso de moagem
(moinho de bolas planetaacuterio) o que proporciona um oacutetimo desempenho [55]
Na Figura 16 satildeo mostradas as imagens do moinho na imagem agrave esquerda observa-se a posiccedilatildeo
de fixaccedilatildeo dos dois jarros de moagem
Figura 16 Moinho High Energy Ball Mill Emax
Os suportes de cada vaso satildeo afixados sobre dois discos que giram no mesmo sentido
movendo assim os vasos por uma trajetoacuteria circular sem que estes modifiquem sua orientaccedilatildeo
A accedilatildeo combinada da geometria dos vasos e da mecacircnica do movimento gera um forte atrito
entre as bolas a amostra e as paredes do vaso bem como uma elevada aceleraccedilatildeo que lanccedila as
bolas com forte impacto contra a amostra junto agraves paredes do vaso Disso resulta uma melhor
mistura das partiacuteculas e uma menor granulometria final [55]
O moinho possui um sistema de resfriamento por aacutegua permitindo que a elevada
aplicaccedilatildeo de energia possa ser aproveitada com eficiecircncia no processo de moagem sem que a
amostra se superaqueccedila
A amostra foi colocada no jarro de moagem juntamente com 3 esferas de accedilo inoxidaacutevel
com massa total de 2092 g resultando numa BPR aproximada de 71 O jarro de moagem foi
levado a glove box onde foi realizado o vaacutecuo do ambiente com a posterior injeccedilatildeo de gaacutes
Argocircnio e a selagem do vaso de moagem Esse procedimento teve como objetivo evitar uma
possiacutevel oxidaccedilatildeo da amostra durante a moagem mecacircnica
38
Na Figura 17 eacute possiacutevel visualizar o jarro de moagem em dois momentos sendo o
primeiro entes do fechamento com as esferas e a amostra e posteriormente durante o processo
de fechamento dentro da glove box
Figura 17 Preparaccedilatildeo e selagem do vaso de moagem
O primeiro processo de moagem da mistura foi realizado durante uma hora Apoacutes esse
tempo o jarro foi aberto e feito uma Difraccedilatildeo de Raios X (DRX) da amostra Seguiu-se entatildeo
para selagem do vaso de moagem e preparaccedilatildeo para novo ciclo de moagem O intervalo de
moagem passou a ser de 3 horas sendo realizado em trecircs etapas de 1 hora entre cada etapa
houve um intervalo de 5 minutos para resfriamento da amostra realizadas sem abertura do jarro
de moagem
No procedimento foi utilizada a rotaccedilatildeo de 1000 rpm a temperatura do vaso variou de
27 degC agrave 39 degC no final da moagem Apoacutes as 3 horas de moagem o vaso foi aberto e realizou-se
um DRX da amostra Esse processo se repetiu por seis vezes tendo gerado intervalos de tempo
de1h 4hs 7hs 10hs 13hs 16hs e 19hs de moagem
O fim da moagem foi estabelecido com base na anaacutelise dos difratogramas da amostra e
da constataccedilatildeo de equiliacutebrio na evoluccedilatildeo ou formaccedilatildeo de novas fases
39
33 Difraccedilatildeo de Raios X
As medidas de DRX foram realizadas no Laboratoacuterio de Materiais (LabMat) da UFAM
utilizando um Difratocircmetro de Raio-X modelo Empyrean da PANalytical com radiaccedilatildeo CuKα1
de 1 5406 Aring e se dividiram em duas etapas
A primeira etapa foi realizada com os intervalos de 1h 4hs 7hs 10hs 13hs 16hs e 19
horas e teve como finalidade acompanhar a evoluccedilatildeo estrutural da amostra e confirmar a
formaccedilatildeo da fase uacutenica de Bi3Ni
A Figura 18 apresenta o porta amostra em duas etapas distintas a primeira com a
amostra sendo preparada adequadamente e na segunda pronta para a realizaccedilatildeo do DRX
Figura 18 Preparaccedilatildeo da amostra para realizaccedilatildeo de DRX
Os difratogramas experimentais gerados foram submetidos agrave identificaccedilatildeo das fases
cristalinas atraveacutes de comparaccedilotildees com padrotildees difratomeacutetricos disponibilizados no banco de
dados do Inorganic Crystal Structure Database ndash ICSD
Na Figura 19 apresenta-se o goniocircmetro difratocircmetro de raio-X modelo Empyrean da
PANalytical
40
Figura 19 Difratocircmetro de Raio-X modelo Empyrean da PANalytical
Os padrotildees usados de DRX foram os seguintes
Faixa de acircngulo 10 ndash 100deg
Velocidade de escaneamento 1deg min
Tempo aproximado de realizaccedilatildeo do difratograma 45 min
Tubo de raio-X de cobre (Cu)
Voltagem 40 kV
Corrente 30 mA
Divergecircncia de fenda 10 (deg)
Dispersatildeo de fenda 10 (deg)
A segunda etapa das medidas de DRX foi realizada com uso do forno e medidas in situ
tendo sido realizadas com a amostra moiacuteda por 19 horas nas temperaturas de 250 2500 3000 e
350 0C essas medidas tiveram a finalidade de acompanhar o comportamento estrutural em
funccedilatildeo da temperatura e estudar a estabilidade teacutermica da amostra Detalhes do forno estatildeo
ilustrados nas Figuras 20
41
Figura 20 Preparaccedilatildeo da amostra e porta amostra no forno do DRX
A primeira mediccedilatildeo foi realizada a temperatura de 25 oC seguindo-se de um
aquecimento a taxa de 10 oCmin ateacute atingir a temperatura de 250 oC apoacutes atingir a temperatura
procedeu-se uma execuccedilatildeo de uma isoteacutermica por 10 minutos antes da mediccedilatildeo in situ de DRX
O procedimento foi repetido para as temperaturas de 300 oC e 350 oC conforme pode-se
observar na rampa de aquecimento da Figura 21
Figura 21 Rampa de aquecimento para medidas in situ de DRX
34 Refinamento pelo Meacutetodo de Rietveld
Para realizaccedilatildeo dos refinamentos pelo MR desta dissertaccedilatildeo utilizou-se o programa
GSAS (General Structure Analysis System) e o EXPGUI [4748]
42
Para se descrever o formato dos picos de DRX utilizou-se a funccedilatildeo perfil pseudo-Voigt
de Thompson-Cox-Hasting modificada funccedilatildeo de perfil CW 4 no pacote GSAS que considera
o modelo anisotroacutepico de Stephens e efeitos de textura [4950]
Para o coeficiente de mistura (η) que determina as contribuiccedilotildees do alargamento
gaussiano (η = 0) e Lorentziano (η = 1) nas equaccedilotildees 5 e 6 foi utilizado neste trabalho o valor
de η = 075
Os coeficientes de alargamento instrumental V e W constantes na equaccedilatildeo 5 foram
previamente obtidos a partir do DRX de uma amostra padratildeo bem cristalizada e mantidos fixos
no refinamento dos dados experimentais
Para o caacutelculo do tamanho meacutedio de cristalito com o uso da equaccedilatildeo 7 utilizou-se o
valor de K = 091 e 120582=0154056 nm
O GSAS dispotildee de 8 tipos de funccedilotildees de background neste trabalho utilizou-se a funccedilatildeo
polinomial de Chebyshev o nuacutemero de termos variou tendo sido utilizados 20 termos na funccedilatildeo
polinomial para refinamentos com a presenccedila da fase amorfa e 6 termos apoacutes a cristalizaccedilatildeo da
fase amorfa
Para iniacutecio do refinamento no programa EXPGUI foi utilizado o diagrama de blocos da
Figura 12 e para o refinamento dos paracircmetros as correlaccedilotildees da tabela 3
35 Tratamento Teacutermico
Foi realizado um tratamento teacutermico na amostra moiacuteda por 19 horas com a finalidade
de promover o relaxamento dos defeitos e tensotildees causados durante a moagem mecacircnica e a
cristalizaccedilatildeo da fase amorfa presente A partir da temperatura ambiente 25 oC iniciou-se o
aquecimento a uma taxa de 10 oCmin A temperatura final foi de 800 oC seguindo-se do
desligamento do forno que se manteve fechado ateacute que a temperatura da amostra atingisse
25 oC Em seguida a amostra foi retirada do forno e foi realizado um DRX Utilizou-se um forno
tubular com tubo de quartzo e uma atmosfera com fluxo constante de gaacutes argocircnio ilustrado
na Figura 22
43
Figura 22 Forno utilizado para realizar o tratamento teacutermico
36 Calorimetria Diferencial de Varredura (DSC)
As medidas de DSC foram realizadas na amostra moiacuteda por 19 horas em uma ceacutelula
Netzsch modelo DSC 3500 Sirius pertencente ao Laboratoacuterio de Termo ciecircncias da UFAM
Para realizaccedilatildeo das medidas utilizou-se um fluxo de proteccedilatildeo de N2 a 50 mlmin com
temperatura inicial de 25 oC e temperatura final de 550 oC
Foram realizadas quatro medidas com as taxas de transferecircncia de calor de 25 oCmin
5 oCmin 10 oCmin e 20 oCmin Foram utilizados cadinhos (porta amostra) de alumiacutenio e a
massa meacutedia de 22 mg de amostra foi utilizada nos quatro experimentos
Na Figura 23 eacute mostrada a ceacutelula Netzsch modelo DSC 3500 Sirius onde foram
realizadas as medidas e os cadinhos sendo dois fechados e um com a amostra visiacutevel
Figura 23 Equipamento utilizado para realizar o DSC
44
4 RESULTADOS E DISCUSSOtildeES
41 Evoluccedilatildeo estrutural
A Figura 24 mostra a evoluccedilatildeo estrutural durante o processo de siacutentese conforme
descrito nos procedimentos experimentais Qualitativamente podemos ver nesta figura uma
modificaccedilatildeo gradativa dos padrotildees de difraccedilatildeo O pico mais intenso da amostra moiacuteda por 1
hora corresponde ao plano (1 0 -2) do Bi precursor
Acompanhando o comportamento deste plano em especiacutefico constata-se que entre a
primeira e a quarta hora o mesmo sofre apenas uma ligeira diminuiccedilatildeo Concomitantemente
com este decreacutescimo emergem pequenos novos picos em 2θ aproximadamente entre 28 e 35o
Com 7 horas de moagem os novos picos satildeo evidentes e foram identificados junto agrave base de
dados do ICSD como a estrutura desejada Bi3Ni grupo espacial Pnma (cartatildeo nuacutemero 391336)
Em 13 horas de moagem o pico do Bi atinge seu miacutenimo e segue estaacutevel ateacute 19 h de moagem
Dada a observaccedilatildeo da estabilizaccedilatildeo estrutural o processo foi interrompido Uma anaacutelise mais
detalhada dos difratogramas seraacute mostrada e discutida na sequecircncia
Figura 24 Padratildeo de difraccedilatildeo observado para amostra e Bi3Ni durante todo intervalo de moagem
10 20 30 40 50 60 70 80
19h
16h
1h
10h
1h
7h
4h
2(graus)
1h
13h
Inte
nsid
ade (
ua
)
45
Na Figura 25 mostramos a indexaccedilatildeo das fases na primeira hora de moagem onde foi
verificada o iniacutecio da nucleaccedilatildeo do Bi3Ni Tambeacutem eacute possiacutevel observar os picos do elemento
precursor minoritaacuterio no caso o Niacutequel (cartatildeo ICSD 64703)
Figura 25 Difratograma obtido apoacutes a primeira hora de moagem
Seguindo o processo de moagem conforme descrito nos procedimentos experimentais
a amostra foi moiacuteda por mais 3 horas totalizando 4 horas de moagem os difratogramas obtidos
satildeo apresentados nas Figuras 26 e 27 Nesta etapa jaacute natildeo eacute mais possiacutevel identificar a presenccedila
dos picos referentes ao niacutequel dessa forma somente satildeo observados os picos do bismuto e do
Bi3Ni Poreacutem como verificamos na Figura 24 a nucleaccedilatildeo da liga Bi3Ni continua ocorrendo
sistematicamente
Na Figura 26 mostramos uma comparaccedilatildeo do difratograma padratildeo de Bi3Ni (cartatildeo
nuacutemero 391336 do ICSD) com o difratograma da amostra moiacuteda por 4 horas plotados em
conjunto para destacar a nucleaccedilatildeo da fase de Bi3Ni
Na Figura 27 apresenta-se o resultado do refinamento pelo meacutetodo de Rietveld para as
4 horas de moagem Eacute possiacutevel verificar um bom acordo entre o padratildeo de DRX da amostra e
o padratildeo refinado por MR Os fatores de qualidade podem ser verificados na tabela 4 Neste
refinamento obtivemos uma fraccedilatildeo de fase equivalente a 67 de Bi e 33 de Bi3Ni
46
Figura 26 Difratograma da amostra moiacuteda durante 4 horas (curva com ruiacutedo) e o padratildeo idealizado
do Bi3Ni calculado a partir do arquivo CIF (cartatildeo ICSD no 391336)
Figura 27 Padratildeo observado no DRX (4horas) calculado e residual obtidos no refinamento pelo MR
10 20 30 40 50 60 70 80
23 24 25 26 27 28 29 30 31 32 33
Inte
nsid
ade (
ua
)
2(graus)
4 horas
CIF Bi3Ni
10 20 30 40 50 60 70 80
Experimental
Calculado
Residual
Inte
nsid
ade (
u a)
2 (graus)
4 horas
25 30 35 40 45
47
Em todas as etapas do processo de moagem foram obtidos refinamentos com iacutendices de
qualidade muito semelhantes Natildeo houve alteraccedilatildeo nos acircngulos da ceacutelula unitaacuteria do composto
de Bi3Ni que permanecerem com α= β= λ = 90o Os valores obtidos para os iacutendices de avaliaccedilatildeo
da qualidade e os paracircmetros de rede encontram-se na tabela 4
Tabela 4 Valores de Rwp e 1205362 obtidos nos refinamentos realizados durante o processo de moagem
mecacircnica para o Bi3Ni
Com os resultados obtidos nos refinamentos determinou-se as contribuiccedilotildees em
porcentagem de cada fase em funccedilatildeo do tempo de moagem Verifica-se que apoacutes a primeira
hora de moagem natildeo se identifica no difratograma a presenccedila de Ni entretanto a fase de Bi3Ni
continua nucleando indicando que ainda existe niacutequel disponiacutevel para a formaccedilatildeo desta fase
Pode-se conceber algumas hipoacuteteses para este fato A primeira refere-se agrave sensibilidade do
equipamento de DRX que natildeo identifica precisamente elementos com fraccedilatildeo de fase menor
que 10 Outa hipoacutetese provaacutevel pode ser atribuiacutea a uma adesatildeo do niacutequel nas paredes do jarro
de moagem ou nas esferas de accedilo tendo em vista sua ductilidade
Na Figura 28 foi plotado a fraccedilatildeo de cada uma das fases presentes no processo de
moagem em funccedilatildeo do tempo Fica evidente que apoacutes a primeira hora a fraccedilatildeo de fase do niacutequel
eacute zero mas continua ocorrendo a nucleaccedilatildeo do Bi3Ni que estabiliza em 13 horas
TEMPO DE MOAGEM RWP 1205362 PARAcircMETROS DE REDE DO BI3NI
a (Å) b (Å) c (Å) Volume (Å3)
4 HORAS 77 139 8890(9) 4102(1) 11502(1) 41949(6)
7 HORAS 70 137 8891(3) 4106(1) 11500(1) 41986(9)
10 HORAS 71 131 8888(1) 4104(8) 11495(1) 41939(5)
13 HORAS 65 124 8893(5) 4104(3) 11507(1) 42003(2)
16 HORAS 64 124 8888(7) 4102(9) 11499(9) 41940(1)
19 HORAS 63 123 8894(1) 4105(1) 11506(5) 42012(3)
48
Figura 28 Fraccedilatildeo das fases de Ni Bi e Bi3Ni em funccedilatildeo do tempo de moagem
Utilizando-se a equaccedilatildeo 7 com os dados obtidos no refinamento pelo MR calculou-se
o tamanho meacutedio dos cristalitos de Bi3Ni em funccedilatildeo do tempo de moagem Na Figura 29
apresenta-se em forma de um graacutefico os valores obtidos Observamos que entre a quarta e a
seacutetima hora haacute um aumento aproximado de 14 no tamanho meacutedio do cristalito pode-se
atribuir esse aumento a uma possiacutevel deformaccedilatildeo plaacutestica da amostra acarretando num
acreacutescimo da aacuterea de superfiacutecie o que aumentaria progressivamente a probabilidade de
soldagem a frio dessas partiacuteculas gerando assim um aumento do tamanho meacutedio do cristalito
Entre a seacutetima e a deacutecima hora de moagem ocorre uma reduccedilatildeo de 26 no tamanho do
cristalito maior valor percentual obtido entre intervalos de moagem Entre a deacutecima sexta e a
deacutecima nona hora haacute uma estabilizaccedilatildeo no processo de reduccedilatildeo do tamanho de cristalito
Obtivemos no final do processo uma reduccedilatildeo total de aproximadamente 59 o que representa
um tamanho meacutedio de cristalito na ordem de 2653 nm
Plota-se na Figura 29 um graacutefico com tamanho meacutedio de cristalito do composto Bi3Ni
em funccedilatildeo do tempo de moagem
0 5 10 15 20
0
20
40
60
80
100
Fra
ccedilao d
e fases (
)
Tempo de moagem ( horas)
Bi
Bi3Ni
Ni
49
Figura 29 Tamanho meacutedio de cristalito de Bi3Ni em funccedilatildeo do tempo de moagem
Natildeo houve formaccedilatildeo de novas fases ou aparentemente quaisquer outras alteraccedilotildees
significativas apoacutes a deacutecima terceira hora de moagem Os uacutenicos efeitos com a continuaccedilatildeo da
moagem foram a melhora da cristalizaccedilatildeo da fase de interesse e o aumento de intensidade do
perfil referente a fase amorfa Poreacutem o processo de moagem totalizou 19 horas a finalidade
deste intervalo apoacutes a estabilizaccedilatildeo de formaccedilatildeo da fase pretendida foi verificar a possibilidade
de oxidaccedilatildeo da amostra que ficou exposta ao ambiente durante a execuccedilatildeo do DRX
Observa-se nos difratogramas da Figura 24 a formaccedilatildeo de uma acentuada elevaccedilatildeo na
linha de base entre a faixa de 2θ que vai de aproximadamente 26deg a 36deg A forma ou perfil
dessa elevaccedilatildeo eacute um forte indicio do aparecimento de uma fase amorfa Para alcanccedilar bom
acordo nos refinamentos Rietveld foram necessaacuterios 20 termos na funccedilatildeo polinomial de
Chebyshev para descrever estas linhas de base (background)
Analisando-se portanto os difratogramas referentes agraves etapas de 10 13 16 e 19 horas
eacute possiacutevel identificar o crescimento dessa fase amorfa conforme mostramos na Figura 30
4 6 8 10 12 14 16 18 20
25
30
35
40
45
50
55
Ta
ma
nh
o m
eacuted
io d
e c
rista
lito
(n
m)
Tempo de moagem (horas)
50
Estas curvas satildeo particularmente interessantes uma vez que podemos avaliar as
distacircncias R entre os primeiros vizinhos da fase desordenada aplicando a equaccedilatildeo de Ehrenfest
que pode ser expressa como [56]
2Rsen(θ) = 123λ (14)
O maacuteximo destas curvas correspondem a 2θ ~29o o que nos leva a distacircncias aproximada
de 38 Aring Esta distacircncia natildeo fere nenhum viacutenculo de distancias entre os atamos para
Ni-Ni~248 Aring Ni-Bi~ 278 Aring Bi-Bi~308 Aring Bi-O~214 Aring
Figura 30 Comparaccedilatildeo das funccedilotildees de background para a amostra moiacuteda por 10 13 16 e 19 horas
Com objetivo de avaliar com mais detalhes a estrutura nanocristalina e amorfa
realizamos medidas de difraccedilatildeo com configuraccedilotildees que produzissem uma maior qualidade nos
dados obtidos utilizamos uma cacircmara com baixo vaacutecuo e aumentamos o tempo de aquisiccedilatildeo
dos dados
A Figura 31 mostra o padratildeo obtido para a amostra final moiacuteda por 19 horas
Destacamos a evidente fase amorfa que se forma
10 20 30 40 50 60 70 80
19 horas
16 horas
13 horas
10 horas
Inte
nsid
ade (
u a)
2 (graus)
51
Figura 31 Formaccedilatildeo da fase amorfa na amostra de Bi3Ni apoacutes 19 horas de moagem
Comparando o padratildeo de DRX obtido para amostra moiacuteda por 19 horas com o
difratograma padratildeo de Bi3Ni (cartatildeo nuacutemero 391336 do ICSD) pode-se constatar a
equivalecircncia dos picos conforme apresentada Figura 32
Com os difratogramas de maior resoluccedilatildeo verificamos a presenccedila embora em uma
pequena fraccedilatildeo de Bi (ICSD no 64703) Assim como uma ligeira sugestatildeo da existecircncia de
Bi2O3 (ICSD no 41764) vislumbra-se essa fase em virtude da possiacutevel oxidaccedilatildeo da amostra
devido as sucessivas aberturas do jarro de moagem para realizaccedilatildeo do DRX entretanto
diferentemente do que se percebe para o bismuto natildeo haacute nenhum pico referente ao oxido de
bismuto
Na posiccedilatildeo de 2θ~27o existe um pico caracteriacutestico do Bi2O3 entretanto mesmo com a
melhor resoluccedilatildeo do DRX natildeo eacute possiacutevel distinguir claramente a fase do oxido de bismuto
assim durante o processo de refinamento pelo MR natildeo foi adicionada a fase relativa ao oxido
O refinamento pelo meacutetodo de Rietveld referente a amostra moiacuteda por 19h encontra-se
na Figura 33 percebe-se a boa concordacircncia obtida para a fase de interesse Bi3Ni e a fase
20 30 40 50 60 70 80
Bi
Inte
nsid
ade (
u a)
2 (graus)
Bi
20 25 30 35 40 45
52
amorfa O asterisco indicando o pico principal do Bi salienta que essa fase por contribuir
modestamente em um difratograma tatildeo complexo natildeo eacute bem ajustada
Figura 32 Difratograma da amostra moiacuteda 19h em conjunto com os CIFs de o Bi3Ni Bi e Bi2O3
Figura 33 Difratograma da amostra moiacuteda 19h e refinada por meacutetodo de Rietveld partindo dos CIFs
do Bi3Ni Bi
20 30 40 50 60 70 80
19 horas
Bi3Ni
Bi
Bi2O
3
In
tensid
ade (
u a)
2 (graus)
25 30 35 40
20 30 40 50 60 70 80
Experimental (19h)
Calculado
Residual
Inte
nsid
ade (
u a)
2 (graus)
20 25 30 35 40 45 50
53
Os trabalhos cientiacuteficos que versam sobre a produccedilatildeo e a caracterizaccedilatildeo do composto
Bi3Ni descrevem que a siacutentese pode ser realizada por vaacuterios mecanismos normalmente as
metodologias mais usadas para obtenccedilatildeo envolvem os processos em meio quiacutemico a
eletrodeposiccedilatildeo e a solidificaccedilatildeo raacutepida Em alguns casos utilizou-se longos processos teacutermicos
que envolvem a permanecircncia da amostra num forno de resistecircncia a 1100 degC durante 3 dias
[13] ou processos de sinterizaccedilatildeo com recozimento a vaacutecuo a temperatura de 1000 degC por 24
horas [15] Relata-se tambeacutem que conforme ocorreu neste trabalho algumas amostras
apresentam pequenos traccedilos de Bi em sua composiccedilatildeo final [13]
Dessa forma o primeiro desafio desse trabalho foi produzir uma fase uacutenica de Bi3Ni por
meio da moagem mecacircnica entretanto verificou-se no resultado obtido no DRX e no
refinamento pelo MR que a fase de Bi3Ni embora apresente uma fraccedilatildeo de 999 ainda possui
leves traccedilos do pico mais intenso de bismuto (indicado por um asterisco na Figura 33) Uma
proposta futura seria portanto acrescentar uma pequena quantidade de Ni para interagir com
esse Bi remanescente
42 Medidas de DRX in situ
Com o objetivo de estudar a estabilidade teacutermica e acompanhar a evoluccedilatildeo estrutural da
amostra em funccedilatildeo da temperatura foram realizadas medidas de DRX in situ conforme
descrito nos procedimentos experimentais A Figura 34 apresenta os quatro difratogramas
obtidos
A temperatura de 25 oC observa-se uma fase uacutenica do composto Bi3Ni (com jaacute
mencionado anteriormente a amostra possui uma leve indicaccedilatildeo da presenccedila de bismuto) que
possui estrutura ortorrocircmbica e grupo espacial Pnma eacute a mesma apresentada na Figura 32
A medida que aumentamos a temperatura conforme descrito na seccedilatildeo 3 Figura 21
inicia-se uma transformaccedilatildeo do composto inicial para o crescimento da fase tetragonal de Bi2O3
(ICSD no 41764) e da fase precursora de Bi Essa alteraccedilatildeo na composiccedilatildeo da amostra ocorre
em virtude da degradaccedilatildeo da fase Bi3Ni que conforme eleva-se a temperatura tem sua fraccedilatildeo
diminuiacuteda conforme verifica-se na Figura 36 Embora as medidas in situ terem sido feitas em
baixo vaacutecuo natildeo foi impedido o crescimento do Bi2O3
54
Na Figura 34 encontram-se plotados os DRX referentes as medidas realizadas em 25o
250o 300o e 350 oC as curvas foram deslocadas verticalmente para melhor comparaccedilatildeo
Figura 34 Padratildeo observado nos DRX da amostra submetida a aquecimento
A temperatura de 250 oC temos a ocorrecircncia de trecircs fases Bi3Ni Bi2O3 e Bi
O refinamento estrutural pelo meacutetodo de Rietveld estaacute mostrado na Figura 35 Mesmo tratando-
se de uma amostra com um elevado nuacutemeros de pico aleacutem da presenccedila de uma fase amorfa o
acordo entre o experimental e o calculado eacute notaacutevel Os valores dos iacutendices de avaliaccedilatildeo da
qualidade do refinamento referentes as quatro medidas realizadas encontram-se na tabela 5
20 30 40 50 60 70 80
350 0C
300 0C
250 0C
Inte
nsid
ade (
ua
)
2 (graus)
25 0C
55
Figura 35 Padratildeo obtidos no refinamento pelo MR para amostra aquecida a 250 0C
Tabela 5 Valores de Chi2 e de Rwp obtidos nos refinamentos realizados durante o processo de
aquecimento
A temperatura de 300 oC comeccedila a formaccedilatildeo da uma nova fase cubica de grupo espacial
I23 o Bi12NiO19 em detrimento da diminuiccedilatildeo da fase de Bi3Ni Aleacutem do aumento da fraccedilatildeo
da fase de Bi2O3
Temperatura de realizaccedilatildeo da medida Rwp 1205362
25 0C 69 23
250 0C 83 18
300 0C 98 26
350 0C 99 25
10 20 30 40 50 60 70 80
Inte
nsid
ade (
ua
)
2 (graus)
Experimental
Calculado
Residual
250 0C
25 30 35 40
56
O uacuteltimo DRX foi realizado a 350 oC a principal alteraccedilatildeo dessa medida refere-se ao
fato da inexistecircncia de picos referentes agrave fase Bi3Ni A fase majoritaacuteria torna-se agora a fase
referente ao Bi e a fase Bi12NiO19 (indexado na base de dados PDF2 mas natildeo na base de dados
ICSD) permanece estaacutevel isto eacute sem alteraccedilotildees significativas em sua fraccedilatildeo O fato de estarem
presentes picos referentes ao Bi mesmo apoacutes termos ultrapassado a temperatura de fusatildeo pode
ser explicado levando-se em consideraccedilatildeo a baixa condutividade teacutermica do bismuto aliado ao
excesso de defeitos produzidos na moagem assim natildeo obteve-se a fusatildeo do elemento
Utilizamos os dados obtidos nos refinamentos para plotar o graacutefico exposto na Figura
36 onde eacute possiacutevel observar a fraccedilatildeo de cada fase em funccedilatildeo da temperatura de execuccedilatildeo do
DRX Percebe-se a raacutepida decomposiccedilatildeo da fase de Bi3Ni que entre 250 oC e 350 oC apresenta
uma reduccedilatildeo percentual de aproximadamente 88 concomitantemente ao crescimento
percentual da fase de Bi
Figura 36 Fraccedilotildees de fase em funccedilatildeo da temperatura de realizaccedilatildeo do DRX in situ
O DRX realizado na amostra a 350 oC eacute mostrado na Figura 37 em conjunto aos CIFs
das fases constituintes Para a fase Bi12NiO19 natildeo foi encontrado o CIF no banco de dados do
Inorganic Crystal Structure Database (ICSD) Para refinar utilizando o meacutetodo de Rietveld
partimos do protoacutetipo estrutural de Bi26-x Mx O40-y (M = Mg Al Co Ni) O CIF desta fase
25 75 125 175 225 275 325 375
0
20
40
60
80
100
Fra
ccedilao d
e F
ases (
)
Temperatura (0C)
Bi3Ni
Bi2O
3
Bi
Bi12
NiO19
57
resultante estaacute mostrado em vermelho na Figura 37 e uma representaccedilatildeo da ceacutelula unitaacuteria na
Figura 38 os aacutetomos de oxigecircnio estatildeo representados na cor vermelha e o niacutequel em verde
Figura 37 Padratildeo observado no DRX da amostra em 350 oC em comparaccedilatildeo com o CIF das fases
constituintes
Figura 38 Projeccedilatildeo do eixo a e em perspectiva do Bi12NiO19
10 20 30 40 50 60 70 80
Inte
nsid
ade (
ua
)
2(graus)
350 graus
Bi2O
3
Bi
Bi12
NiO19
20 25 30 35 40 45 50 55
58
O refinamento estrutural utilizando estas fases estaacute mostrado na Figura 39 e os valores
referentes aos paracircmetros de rede obtidos para o refinamento da fase Bi12NiO19 constam na
tabela 6
Figura 39 Padratildeo obtidos no refinamento pelo MR para amostra aquecida a 350 0C
Tabela 6 Paracircmetros da ceacutelula unitaacuteria da estrutura Bi12NiO19
A Figura 40 conteacutem as fotografias retiradas do forno do difratocircmetro antes e apoacutes a
realizaccedilatildeo da medida Eacute possiacutevel verificar que a amostra devido a dilataccedilatildeo volumeacutetrica e a
fusatildeo do bismuto transborda o porta amostra
Paracircmetros de Rede a = b=c=10258(8) Aring
Acircngulos α = β = γ = 900
Volume da ceacutelula 107966(2) Aring3
Grupo de simetria Cuacutebico
Grupo espacial I23
10 20 30 40 50 60 70 80
Inte
nsid
ade (
ua
)
2 (graus)
Calculado
Experimental
Residual
350 0C
20 25 30 35 40 45
59
Figura 40 Fotografia do forno do DRX antes a apoacutes a realizaccedilatildeo das medidas
43 Calorimetria Diferencial de Varredura (DSC)
Com a finalidade de estudar e melhor entender a evoluccedilatildeo estrutural da amostra
observada nas medidas in situ realizou-se medidas DSC conforme descrito nos procedimentos
experimentais a temperatura final foi de 550 oC
Na Figura 41 mostramos as medidas DSC feitas em diferentes taxas de aquecimento
realizadas na amostra moiacuteda por 19 horas Em todas as 4 medidas vemos comportamentos
exoteacutermicos e endoteacutermicos Os picos endoteacutermicos ocorreram a uma temperatura aproximada
de 270 0C temperatura essa equivalente ao ponto de fusatildeo do bismuto e foram atribuiacutedos a
fusatildeo do Bi ocorrida em duas etapas
Comparando-se os resultados obtidos nas medidas in situ onde observamos a nucleaccedilatildeo
de uma nova fase a partir da temperatura de 250 oC com os resultados obtidos no DSC podemos
concluir que o pico exoteacutermico presente no termograma corresponde agrave nucleaccedilatildeo da fase de
Bi2O3
Com a finalidade de calcular a energia de ativaccedilatildeo (Ea) necessaacuteria para promover essa
nucleaccedilatildeo aplicamos a metodologia proposta por Kissinger [2] Conforme indicado na Figura
41 as 4 medidas foram feitas com taxas de aquecimento de 25 5 10 e 20 oCmin
60
A Figura 42 mostra em detalhes a Figura 41 onde vemos os valores das temperaturas
de pico de cristalizaccedilatildeo (Tc) e as referidas taxas de aquecimento (120591) Como era esperado a
medida que a taxa de aquecimento aumenta a temperatura de pico tambem aumenta
Figura 41 Termograma DSC plotados em conjunto para os diferentes fluxos de calor
Figura 42 Espectros DSC com as temperaturas de pico e suas respectivas taxas de aquecimento
100 150 200 250 300 350 400 450 500 550
250Cmin
50Cmin
100Cmin
fluxo d
e c
alo
r (u
a)
Temperatura (0C)
200Cmin
exo
230 235 240 245 250 255 260 265 270 275 280 285
250Cmin
50Cmin
100Cmin
fluxo d
e c
alo
r (u
a )
Temperatura (0C)
242 0C
252 0C
266 0C
278 0C
200Cmin
exo
61
Com os dados fornecidos na Figura 42 pode-se calcular a energia de ativaccedilatildeo referente
a nucleaccedilatildeo da fase de Bi2O3 Plotando-se um graacutefico linear de ln(120591
1198791198882) versus
1
119879119888 onde o
coeficiente angular eacute (minus119864119886
119877) obteacutem-se a energia de ativaccedilatildeo A Figura 43 apresenta a
linearizaccedilatildeo da equaccedilatildeo 16 de onde se obteacutem a energia de ativaccedilatildeo do processo de nucleaccedilatildeo
do Bi2O3
Figura 43 Graacutefico linear do ln(120591
1198791198882) versus
1
119879119888
Logo considerando as relaccedilotildees anteriormente definidas eacute possiacutevel calcular a energia de
ativaccedilatildeo uma vez que m = (minus119864119886
119877) e R = 831 jmol K Desse modo a energia de ativaccedilatildeo
necessaacuteria para promover a nucleaccedilatildeo da fase Bi2O3 eacute de 12465 kJmol
A metodologia proposta permitiria tambeacutem calcular a energia de ativaccedilatildeo necessaacuteria
para cristalizar a fase amorfa as medidas de DSC foram planejadas ateacute a temperatura de
550 oC devido a limitaccedilotildees do equipamento poreacutem como fica evidente na Figura 41 natildeo se
observa nenhum pico exoteacutermico apoacutes os 350 oC que se possa estar associado a cristalizaccedilatildeo da
fase amorfa O pico exoteacutermico existente como jaacute mencionado ocorreu a uma temperatura que
variou de 242 0C agrave 278 0C e refere-se agrave nucleaccedilatildeo de fase
182 184 186 188 190 192 194
-115
-110
-105
-100
-95
ln (
T2 c)
1Tc (10
-3 k
-1)
62
44 Tratamento teacutermico
Apoacutes a realizaccedilatildeo das medidas de DRX in situ e das medidas de DSC a fase amorfa
ainda se encontrava presente assim foi realizado um tratamento teacutermico com a finalidade de
promover a cristalizaccedilatildeo da fase amorfa presente
O tratamento teacutermico foi realizado a uma taxa constante de 10 0Cmim ateacute a temperatura
de 800 0C com a atmosfera protegida por gaacutes argocircnio Na Figura 44 apresenta-se o difratograma
da amostra realizado apoacutes o do tratamento teacutermico vemos no detalhe que a acentuada elevaccedilatildeo
na linha de base entre a faixa de 2θ que vai de aproximadamente 26deg agrave 36deg e que corresponde
a fase amorfa desapareceu completamente
Figura 44 Difratograma da amostra apoacutes tratamento teacutermico
Para a amostra tratada termicamente foram identificadas trecircs fases similar ao observado
nas medias in situ a 350 oC foram identificadas a fase cuacutebica Bi12NiO19 a fase tetragonal de
Bi2O3 (ICSD no 41764) e a fase romboeacutedrica de Bismuto (ICSD no 64703) Na Figura 45
apresentamos o padratildeo observado plotado juntamente com o CIF das 3 fases identificadas
10 20 30 40 50 60 70 80
Inte
nsid
ad
e (
ua
)
2 (graus)
Pos Tratamento Teacutermico
20 25 30 35 40 45 50 55 60
63
Figura 45 Difratograma da amostra apoacutes tratamento teacutermico em conjunto com os CIFs de Bi Bi2O3 e
Bi12NiO19
Pode-se verificar no padratildeo do difratograma da Figura 45 que pelo formato da linha de
base obtida ocorreu a cristalizaccedilatildeo da fase amorfa e as fases identificadas correspondem aos
picos presentes no DRX da amostra
O refinamento realizado pelo MR confirmou a identificaccedilatildeo das fases contidas na
amostra no sentido da exata correspondecircncia entre os picos obtidos nos padrotildees calculados e
observados As fraccedilotildees das fases da amostra que sofreu tratamento teacutermico em comparaccedilatildeo com
as fraccedilotildees obtidas no DRX in situ estatildeo apresentados na tabela 7
Tabela 7 Fraccedilotildees das fases apoacutes tratamento teacutermico e DRX in situ a 350 oC
Fraccedilatildeo das fases Tratamento Teacutermico DRX in situ a 350 oC
Bi12NiO19 90 137
Bi2O3 89 20
Bi 11 663
10 20 30 40 50 60 70 80
Inte
nsid
ade (
ua
)
2 (graus)
Observado
Bi
Bi2O
3
Bi12
NiO19
25 30 35 40 45 50 55
64
O aumento da temperatura propicia a nucleaccedilatildeo das fases de Bi2O3 e Bi12NiO19 em
detrimento da diminuiccedilatildeo da fase Bi3Ni
O refinamento pelo meacutetodo de Rietveld para amostra que sofreu tratamento teacutermico
apresentou uma boa concordacircncia para os perfis calculado e experimental Nesse refinamento
foi utilizado o CIF modificado de Bi12NiO19 Na Figura 46 temos o padratildeo experimental e o
calculado obtidos no refinamento pelo MR
Figura 46 Padratildeo observado e experimental refinado pelo MR para amostra tratada termicamente
Compara-se na Figura 47 os difratogramas obtidos para amostra tratada termicamente e
para o DRX in situ a temperatura de 350 oC eacute possiacutevel identificar a correspondecircncia entre os
picos entretanto eacute notaacutevel a diferenccedila na linha de base do difratograma referente ao DRX in
situ contra o DRX da amostra submetida a tratamento teacutermico Pode-se concluir que para
ocorrer a cristalizaccedilatildeo da fase amorfa eacute necessaacuterio que a temperatura do tratamento teacutermico seja
superior a 550 0C
10 20 30 40 50 60 70 80
Inte
nsid
ade (
ua
)
2 (graus)
Calculado
Experimental
Residual
Pos Tratamento Teacutermico
65
Outro fenocircmeno perceptiacutevel eacute o deslocamento em 2θ da posiccedilatildeo dos picos O
difratograma da amostra que foi ao forno do DRX tem a posiccedilatildeo dos seus picos deslocados para
direita em comparaccedilatildeo ao observado no CIF do Bi12NiO19 e no DRX da amostra que passou
por tratamento teacutermico Podemos associar esse deslocamento a contraccedilatildeo do volume da ceacutelula
unitaacuteria Considerando o valor padratildeo do volume do composto Bi12NiO19 constante na tabela
5 ocorreu uma reduccedilatildeo de volume de aproximadamente 155 para amostra tratada
termicamente e uma variaccedilatildeo positiva de 005 para amostra do DRX in situ Na Figura 47
plotamos juntos os difratogramas da amostra tratada termicamente da amostra que realizou a
medida in situ a 350 0C e o CIF do Bi12NiO19
Figura 47 Difratogramas das amostras apoacutes tratamento teacutermico e DRX in situ em conjunto com o
CIF do Bi12NiO19
O tratamento teacutermico realizado produziu o resultado esperado cristalizando a fase
amorfa As fases presentes na amostra apoacutes a realizaccedilatildeo do tratamento estatildeo em conformidade
agraves encontradas nas medidas de DRX in situ
20 30 40 50 60 70 80
Bi
Inte
nsid
ade (
u a)
2 (graus)
Bi
20 25 30 35 40 45
66
5 CONCLUSAtildeO
A sintetizaccedilatildeo do composto nanoestruturado de Bi3Ni foi realizado de modo eficiente
apoacutes 13 horas de moagem mecacircnica
As medidas de difraccedilatildeo de Raio X possibilitaram acompanhar a evoluccedilatildeo estrutural e a
nucleaccedilatildeo da fase de Bi3Ni O refinamento realizado pelo Meacutetodo de Rietveld proporcionou a
quantificaccedilatildeo dos paracircmetros cristalograacuteficos tais como paracircmetros de rede volume da ceacutelula
unitaacuteria fraccedilatildeo das fases presentes e tamanho de cristalito Os fatores de qualidade e
convergecircncia alcanccedilaram valores satisfatoacuterios correspondendo a exata simulaccedilatildeo do padratildeo
observado
A anaacutelise teacutermica realizada por meio das medidas de DRX in situ permitiu o estudo da
estabilidade teacutermica e o acompanhamento da evoluccedilatildeo estrutural da amostra em funccedilatildeo da
temperatura Foi possiacutevel identificar duas novas fases presentes o Bi2O3 e Bi12NiO19 nucleadas
agraves custas da fase de Bi3Ni Na temperatura de 350 oC a amostra eacute composta das fases Bi12NiO19
Bi2O3 e Bi
As medidas de DSC realizadas ateacute a temperatura de 550 oC e com quatro diferentes
taxas de aquecimento foram utilizadas para se calcular com o uso da equaccedilatildeo de Kissinger a
energia de ativaccedilatildeo (Ea) necessaacuteria para promover a nucleaccedilatildeo do composto Bi12NiO19 que eacute de
12465 kJmol
O tratamento teacutermico no forno ateacute 800 oC promoveu o relaxamento dos defeitos e
tensotildees causadas durante a moagem mecacircnica e a cristalizaccedilatildeo da fase amorfa natildeo sendo mais
possiacutevel identificar no DRX realizado o perfil referente a essa fase Identificou-se novamente a
fase Bi12NiO19 aleacutem da ocorrecircncia das fases de Bi2O3 e Bi jaacute identificadas nas medidas de
DRX in situ confirmando a consistecircncia dos resultados obtidos por dois ensaios diferentes
Pocircde-se verificar o mesmo fenocircmeno em todos os ensaios que envolveram o
aquecimento da amostra Ao aquecer-se o Bi3Ni ocorre um processo de oxidaccedilatildeo que resulta
na formaccedilatildeo da fase de Bi2O3 e a fase de Bi12NiO19 todas associadas ao consumo de Bi da fase
Bi3Ni
Para realizaccedilatildeo de estudos futuros com o intuito de se obter a fase uacutenica de Bi3Ni
pode-se alterar ligeiramente as massas dos produtos com a adiccedilatildeo de um pouco de niacutequel
67
Pode-se melhorar o controle das condiccedilotildees de realizaccedilatildeo dos tratamentos teacutermicos com o
intuito de se evitar a oxidaccedilatildeo A realizaccedilatildeo de medidas de DSC ateacute a temperatura de 800 0C
poderaacute revelar picos exoteacutermicos e propiciar condiccedilotildees para se calcular a energia necessaacuteria
para promover a cristalizaccedilatildeo da fase amorfa
68
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31
252 GSAS-EXPGUI
O diagrama de blocos da Figura 12 descreve os procedimentos a serem seguidos para se
iniciar um refinamento no software EXPGUI [48]
Figura 12 Diagrama de blocos com ordem dos procedimentos para iniacutecio do refinamento no EXPGUI
Iniciar o programa
Adicionar as fases
Inserir o Difratograma Experimental
Inserir o arquivo PRM
Escolha da funccedilatildeo de background
powpref
genles
Abertura do programa com criaccedilatildeo de um novo arquivo referente ao
refinamento que seraacute iniciado
A adiccedilatildeo das fases presentes na amostra normalmente utiliza-se arquivos
com as informaccedilotildees cristalograacuteficas com a extensatildeo cif
Insere-se o arquivo contendo o difratograma experimental (com a extensatildeo
gsas)
Inserir o PRM O arquivo PRM conteacutem informaccedilotildees instrumentais do
difratocircmetro utilizado como por exemplo o nome do difratocircmetro o
comprimento de onda da radiaccedilatildeo utilizada a polarizaccedilatildeo e os paracircmetros de
perfil relacionados ao alargamento instrumental
O passo seguinte eacute a escolha da funccedilatildeo de background e o nuacutemero de termos
que se iraacute utilizar O programa dispotildee de 8 tipos de funccedilotildees background Na
sequecircncia deve-se escolher a funccedilatildeo de perfil que iraacute modelar os picos de
difraccedilatildeo O GSAS possui cinco funccedilotildees Nesse trabalho utilizou-se a funccedilatildeo
nuacutemero 4
Preparar e carregar os dados
Prepara para rodar os ciclos de refinamento
32
Concluiacutedo os processos descritos na Figura 12 inicia-se o refinamento dos paracircmetros
vale ressaltar que a utilizaccedilatildeo da funccedilatildeo perfil pseudo-Voigt de Thompson-Cox-Hasting
modificada embora seja mais interessante para refinamentos de estruturas ela pode apresentar
alguma complicaccedilatildeo devido agrave grande quantidade de paracircmetros altamente correlacionados (GU
GV GW GP LX) que tornam a convergecircncia um desafio agrave paciecircncia
Entretanto a sua aplicaccedilatildeo pode ser significativamente simplificada se um refinamento
preacutevio de uma amostra padratildeo for realizado e os paracircmetros instrumentais obtidos forem
usados como paracircmetros iniciais para o refinamento do material desejado [46]
Na Figura 13 apresenta-se um print da interface do EXPGUI Durante os procedimentos
de refinamento
Figura 13 Interface do EXPGUI para refinamento dos paracircmetros
Para refinamento dos paracircmetros o conhecimento da correlaccedilatildeo de cada fator torna mais
faacutecil o sucesso e a qualidade final do refinamento Escolhendo-se a funccedilatildeo de perfil 4 tem-se as
seguintes correlaccedilotildees mostradas na tabela 3
33
Tabela 3 Correlaccedilotildees e definiccedilotildees para as variaacuteveis envolvidas no refinamento pelo MR no EXPGUI
PARAcircMETRO CORRELACcedilAtildeO NO MODELO REFINADO
GV e GW Definem a largura da gaussiana relacionada ao alargamento instrumental
GU Define a largura da gaussiana relacionada agrave micro deformaccedilatildeo da rede
GP Define a largura da gaussiana relacionada ao tamanho de cristalito
LX Define a largura da lorentziana relacionada ao tamanho de cristalito
PTEC Avalia a anisotropia do tamanho de cristalito relacionada ao alargamento de
Lorentz
SHKL Define a micro deformaccedilatildeo da rede relacionada ao alargamento de Lorentz Seu
nuacutemero de termos depende da simetria de Laue
TRNS Descreve a profundidade de penetraccedilatildeo dos raios X em uma amostra
SHFT Determina o deslocamento em 2θ devido agrave posiccedilatildeo da amostra no porta amostra
SFEC Avalia a anisotropia quando haacute falhas de empilhamento da rede
ETA Eacute o termo de mistura entre as contribuiccedilotildees de Gauss e de Lorentz
SL e HL Satildeo termos de assimetria relacionados agrave divergecircncia axial
25 Calorimetria Diferencial de Varredura
A calorimetria diferencial de varredura (Differential Scanning Calorimetry- DSC) eacute um
meacutetodo de medida bem estabelecido e usado numa ampla escala em diferentes aacutereas de
pesquisa Com as medidas de DSC eacute possiacutevel investigar a evoluccedilatildeo teacutermica dos materiais e
tambeacutem avaliar grandezas como pureza capacidade teacutermica calor de transiccedilatildeo transiccedilotildees
viacutetreas relaxaccedilatildeo teacutermica [2]
O sistema DSC consiste na detecccedilatildeo de um sinal eleacutetrico gerado pela diferenccedila de
temperatura entre o material de referecircncia cujo comportamento com a temperatura eacute conhecido
e o material que estaacute sendo investigado (amostra) O DSC eacute um meacutetodo calorimeacutetrico no qual
satildeo medidas diferenccedilas de energia A Figura 14 ilustra a configuraccedilatildeo de um DSC
34
Figura 14 Ilustraccedilatildeo da configuraccedilatildeo de um DSC
As curvas construiacutedas com os dados DSC permitem identificar substacircncias construir
diagramas de fase aleacutem de determinar a fraccedilatildeo de cristalinidade dos materiais A amostra natildeo
inerte pode sofrer periodicamente fenocircmenos de absorccedilatildeo ou geraccedilatildeo de calor em funccedilatildeo do
tempo temperatura e posiccedilatildeo do meio Entre os processos de absorccedilatildeo de calor (endoteacutermicos)
pode-se destacar a fusatildeo a sublimaccedilatildeo a adsorccedilatildeo e entre os processos de geraccedilatildeo de calor
(exoteacutermicos) destacam-se a cristalizaccedilatildeo e a desorccedilatildeo
De acordo com o fenocircmeno ocorrido com a amostra no interior do equipamento a curva
gerada poderaacute apresentar picos endoteacutermicos ou exoteacutermicos a associaccedilatildeo dos dados com um
diagrama de fases um DRX ou outra teacutecnica poderaacute ser necessaacuterio para se extrair informaccedilotildees
consistentes A Figura 15 ilustra as possiacuteveis configuraccedilotildees encontradas em uma curva tiacutepica
de DSC
Figura 15 Representaccedilatildeo graacutefica dos padrotildees geneacutericos de picos apresentados no DSC
35
Dentre os possiacuteveis fenocircmenos apresentados por uma amostra em um DSC pode-se
obter picos exoteacutermicos ou endoteacutermicos Pode-se calcular a energia de ativaccedilatildeo (Ea) necessaacuteria
para promover a cristalizaccedilatildeo ou a nucleaccedilatildeo de uma fase Para tanto eacute necessaacuterio conhecer
valores de temperaturas de pico de cristalizaccedilatildeo (Tc) medidas para diferentes taxas de
aquecimento constantes (τ) e aplicar esses valores na equaccedilatildeo de Kissinger mostrada abaixo
[2]
119897119899 (τ
1198791198882) = minus
119864119886
119877119879119888+ 119888 (12)
onde R = 831 Jmol K eacute a constante molar dos gases e c eacute uma constante arbitraria
36
3 PROCEDIMENTOS EXPERIMENTAIS
31 Produccedilatildeo da Amostra
Para produccedilatildeo da amostra de Bi3Ni utilizou-se a formula AxBy onde x + y =100 e as
relaccedilotildees abaixo descritas as quais permitem encontrar os valores em fraccedilatildeo da massa de cada
componente
119872119879119900119905119886119897 = (119909
119909+119910) 119872119860 + (
119910
119909+119910) 119872119861
119876119860 = (119909
119909+119910)
119872119860
119872119879119874119879119860119871 e (13)
119876119861 = (119910
119909 + 119910)
119872119861
119872119879119874119879119860119871
onde MTotal = massa total a ser pesada MA = massa do elemento A (constante na Tabela
Perioacutedica) MB = massa do elemento B (constante na Tabela Perioacutedica) QA = fraccedilatildeo da massa
do elemento A a ser pesada e QB = fraccedilatildeo da massa do elemento B a ser pesada
Considerando-se as relaccedilotildees acima a amostra composta pelos elementos quiacutemicos
Niacutequel (Ni) e Bismuto (Bi) foi produzida com a massa total de 3 gramas sendo 026 gramas
de Ni (Alfa Aesar com 9995 de pureza e com tamanho de partiacutecula de minus100 mesh) e 274
gramas de Bi (Alfa Aesar com 9995 de pureza e com tamanho de partiacutecula de minus100 mesh)
Para pesagem foi utilizada a balanccedila eletrocircnica de alta precisatildeo (001mg) SHIMADZU modelo
(AUW220D)
32 Siacutentese Mecacircnica
Apoacutes a preparaccedilatildeo da amostra iniciou-se a fase da moagem mecacircnica Para tal utilizou-
se o moinho High Energy Ball Mill Emax da Retsch pertencente ao Laboratoacuterio de Siacutentese e
Caracterizaccedilatildeo de Nanomateriais (LSCN) do IFAM O moinho Emax combina vantagens de
diversos tipos de moinho tais como impacto de alta frequecircncia (moinho oscilante) atrito
37
intenso (moinho oscilante de discos) e movimentos rotativos controlados do vaso de moagem
(moinho de bolas planetaacuterio) o que proporciona um oacutetimo desempenho [55]
Na Figura 16 satildeo mostradas as imagens do moinho na imagem agrave esquerda observa-se a posiccedilatildeo
de fixaccedilatildeo dos dois jarros de moagem
Figura 16 Moinho High Energy Ball Mill Emax
Os suportes de cada vaso satildeo afixados sobre dois discos que giram no mesmo sentido
movendo assim os vasos por uma trajetoacuteria circular sem que estes modifiquem sua orientaccedilatildeo
A accedilatildeo combinada da geometria dos vasos e da mecacircnica do movimento gera um forte atrito
entre as bolas a amostra e as paredes do vaso bem como uma elevada aceleraccedilatildeo que lanccedila as
bolas com forte impacto contra a amostra junto agraves paredes do vaso Disso resulta uma melhor
mistura das partiacuteculas e uma menor granulometria final [55]
O moinho possui um sistema de resfriamento por aacutegua permitindo que a elevada
aplicaccedilatildeo de energia possa ser aproveitada com eficiecircncia no processo de moagem sem que a
amostra se superaqueccedila
A amostra foi colocada no jarro de moagem juntamente com 3 esferas de accedilo inoxidaacutevel
com massa total de 2092 g resultando numa BPR aproximada de 71 O jarro de moagem foi
levado a glove box onde foi realizado o vaacutecuo do ambiente com a posterior injeccedilatildeo de gaacutes
Argocircnio e a selagem do vaso de moagem Esse procedimento teve como objetivo evitar uma
possiacutevel oxidaccedilatildeo da amostra durante a moagem mecacircnica
38
Na Figura 17 eacute possiacutevel visualizar o jarro de moagem em dois momentos sendo o
primeiro entes do fechamento com as esferas e a amostra e posteriormente durante o processo
de fechamento dentro da glove box
Figura 17 Preparaccedilatildeo e selagem do vaso de moagem
O primeiro processo de moagem da mistura foi realizado durante uma hora Apoacutes esse
tempo o jarro foi aberto e feito uma Difraccedilatildeo de Raios X (DRX) da amostra Seguiu-se entatildeo
para selagem do vaso de moagem e preparaccedilatildeo para novo ciclo de moagem O intervalo de
moagem passou a ser de 3 horas sendo realizado em trecircs etapas de 1 hora entre cada etapa
houve um intervalo de 5 minutos para resfriamento da amostra realizadas sem abertura do jarro
de moagem
No procedimento foi utilizada a rotaccedilatildeo de 1000 rpm a temperatura do vaso variou de
27 degC agrave 39 degC no final da moagem Apoacutes as 3 horas de moagem o vaso foi aberto e realizou-se
um DRX da amostra Esse processo se repetiu por seis vezes tendo gerado intervalos de tempo
de1h 4hs 7hs 10hs 13hs 16hs e 19hs de moagem
O fim da moagem foi estabelecido com base na anaacutelise dos difratogramas da amostra e
da constataccedilatildeo de equiliacutebrio na evoluccedilatildeo ou formaccedilatildeo de novas fases
39
33 Difraccedilatildeo de Raios X
As medidas de DRX foram realizadas no Laboratoacuterio de Materiais (LabMat) da UFAM
utilizando um Difratocircmetro de Raio-X modelo Empyrean da PANalytical com radiaccedilatildeo CuKα1
de 1 5406 Aring e se dividiram em duas etapas
A primeira etapa foi realizada com os intervalos de 1h 4hs 7hs 10hs 13hs 16hs e 19
horas e teve como finalidade acompanhar a evoluccedilatildeo estrutural da amostra e confirmar a
formaccedilatildeo da fase uacutenica de Bi3Ni
A Figura 18 apresenta o porta amostra em duas etapas distintas a primeira com a
amostra sendo preparada adequadamente e na segunda pronta para a realizaccedilatildeo do DRX
Figura 18 Preparaccedilatildeo da amostra para realizaccedilatildeo de DRX
Os difratogramas experimentais gerados foram submetidos agrave identificaccedilatildeo das fases
cristalinas atraveacutes de comparaccedilotildees com padrotildees difratomeacutetricos disponibilizados no banco de
dados do Inorganic Crystal Structure Database ndash ICSD
Na Figura 19 apresenta-se o goniocircmetro difratocircmetro de raio-X modelo Empyrean da
PANalytical
40
Figura 19 Difratocircmetro de Raio-X modelo Empyrean da PANalytical
Os padrotildees usados de DRX foram os seguintes
Faixa de acircngulo 10 ndash 100deg
Velocidade de escaneamento 1deg min
Tempo aproximado de realizaccedilatildeo do difratograma 45 min
Tubo de raio-X de cobre (Cu)
Voltagem 40 kV
Corrente 30 mA
Divergecircncia de fenda 10 (deg)
Dispersatildeo de fenda 10 (deg)
A segunda etapa das medidas de DRX foi realizada com uso do forno e medidas in situ
tendo sido realizadas com a amostra moiacuteda por 19 horas nas temperaturas de 250 2500 3000 e
350 0C essas medidas tiveram a finalidade de acompanhar o comportamento estrutural em
funccedilatildeo da temperatura e estudar a estabilidade teacutermica da amostra Detalhes do forno estatildeo
ilustrados nas Figuras 20
41
Figura 20 Preparaccedilatildeo da amostra e porta amostra no forno do DRX
A primeira mediccedilatildeo foi realizada a temperatura de 25 oC seguindo-se de um
aquecimento a taxa de 10 oCmin ateacute atingir a temperatura de 250 oC apoacutes atingir a temperatura
procedeu-se uma execuccedilatildeo de uma isoteacutermica por 10 minutos antes da mediccedilatildeo in situ de DRX
O procedimento foi repetido para as temperaturas de 300 oC e 350 oC conforme pode-se
observar na rampa de aquecimento da Figura 21
Figura 21 Rampa de aquecimento para medidas in situ de DRX
34 Refinamento pelo Meacutetodo de Rietveld
Para realizaccedilatildeo dos refinamentos pelo MR desta dissertaccedilatildeo utilizou-se o programa
GSAS (General Structure Analysis System) e o EXPGUI [4748]
42
Para se descrever o formato dos picos de DRX utilizou-se a funccedilatildeo perfil pseudo-Voigt
de Thompson-Cox-Hasting modificada funccedilatildeo de perfil CW 4 no pacote GSAS que considera
o modelo anisotroacutepico de Stephens e efeitos de textura [4950]
Para o coeficiente de mistura (η) que determina as contribuiccedilotildees do alargamento
gaussiano (η = 0) e Lorentziano (η = 1) nas equaccedilotildees 5 e 6 foi utilizado neste trabalho o valor
de η = 075
Os coeficientes de alargamento instrumental V e W constantes na equaccedilatildeo 5 foram
previamente obtidos a partir do DRX de uma amostra padratildeo bem cristalizada e mantidos fixos
no refinamento dos dados experimentais
Para o caacutelculo do tamanho meacutedio de cristalito com o uso da equaccedilatildeo 7 utilizou-se o
valor de K = 091 e 120582=0154056 nm
O GSAS dispotildee de 8 tipos de funccedilotildees de background neste trabalho utilizou-se a funccedilatildeo
polinomial de Chebyshev o nuacutemero de termos variou tendo sido utilizados 20 termos na funccedilatildeo
polinomial para refinamentos com a presenccedila da fase amorfa e 6 termos apoacutes a cristalizaccedilatildeo da
fase amorfa
Para iniacutecio do refinamento no programa EXPGUI foi utilizado o diagrama de blocos da
Figura 12 e para o refinamento dos paracircmetros as correlaccedilotildees da tabela 3
35 Tratamento Teacutermico
Foi realizado um tratamento teacutermico na amostra moiacuteda por 19 horas com a finalidade
de promover o relaxamento dos defeitos e tensotildees causados durante a moagem mecacircnica e a
cristalizaccedilatildeo da fase amorfa presente A partir da temperatura ambiente 25 oC iniciou-se o
aquecimento a uma taxa de 10 oCmin A temperatura final foi de 800 oC seguindo-se do
desligamento do forno que se manteve fechado ateacute que a temperatura da amostra atingisse
25 oC Em seguida a amostra foi retirada do forno e foi realizado um DRX Utilizou-se um forno
tubular com tubo de quartzo e uma atmosfera com fluxo constante de gaacutes argocircnio ilustrado
na Figura 22
43
Figura 22 Forno utilizado para realizar o tratamento teacutermico
36 Calorimetria Diferencial de Varredura (DSC)
As medidas de DSC foram realizadas na amostra moiacuteda por 19 horas em uma ceacutelula
Netzsch modelo DSC 3500 Sirius pertencente ao Laboratoacuterio de Termo ciecircncias da UFAM
Para realizaccedilatildeo das medidas utilizou-se um fluxo de proteccedilatildeo de N2 a 50 mlmin com
temperatura inicial de 25 oC e temperatura final de 550 oC
Foram realizadas quatro medidas com as taxas de transferecircncia de calor de 25 oCmin
5 oCmin 10 oCmin e 20 oCmin Foram utilizados cadinhos (porta amostra) de alumiacutenio e a
massa meacutedia de 22 mg de amostra foi utilizada nos quatro experimentos
Na Figura 23 eacute mostrada a ceacutelula Netzsch modelo DSC 3500 Sirius onde foram
realizadas as medidas e os cadinhos sendo dois fechados e um com a amostra visiacutevel
Figura 23 Equipamento utilizado para realizar o DSC
44
4 RESULTADOS E DISCUSSOtildeES
41 Evoluccedilatildeo estrutural
A Figura 24 mostra a evoluccedilatildeo estrutural durante o processo de siacutentese conforme
descrito nos procedimentos experimentais Qualitativamente podemos ver nesta figura uma
modificaccedilatildeo gradativa dos padrotildees de difraccedilatildeo O pico mais intenso da amostra moiacuteda por 1
hora corresponde ao plano (1 0 -2) do Bi precursor
Acompanhando o comportamento deste plano em especiacutefico constata-se que entre a
primeira e a quarta hora o mesmo sofre apenas uma ligeira diminuiccedilatildeo Concomitantemente
com este decreacutescimo emergem pequenos novos picos em 2θ aproximadamente entre 28 e 35o
Com 7 horas de moagem os novos picos satildeo evidentes e foram identificados junto agrave base de
dados do ICSD como a estrutura desejada Bi3Ni grupo espacial Pnma (cartatildeo nuacutemero 391336)
Em 13 horas de moagem o pico do Bi atinge seu miacutenimo e segue estaacutevel ateacute 19 h de moagem
Dada a observaccedilatildeo da estabilizaccedilatildeo estrutural o processo foi interrompido Uma anaacutelise mais
detalhada dos difratogramas seraacute mostrada e discutida na sequecircncia
Figura 24 Padratildeo de difraccedilatildeo observado para amostra e Bi3Ni durante todo intervalo de moagem
10 20 30 40 50 60 70 80
19h
16h
1h
10h
1h
7h
4h
2(graus)
1h
13h
Inte
nsid
ade (
ua
)
45
Na Figura 25 mostramos a indexaccedilatildeo das fases na primeira hora de moagem onde foi
verificada o iniacutecio da nucleaccedilatildeo do Bi3Ni Tambeacutem eacute possiacutevel observar os picos do elemento
precursor minoritaacuterio no caso o Niacutequel (cartatildeo ICSD 64703)
Figura 25 Difratograma obtido apoacutes a primeira hora de moagem
Seguindo o processo de moagem conforme descrito nos procedimentos experimentais
a amostra foi moiacuteda por mais 3 horas totalizando 4 horas de moagem os difratogramas obtidos
satildeo apresentados nas Figuras 26 e 27 Nesta etapa jaacute natildeo eacute mais possiacutevel identificar a presenccedila
dos picos referentes ao niacutequel dessa forma somente satildeo observados os picos do bismuto e do
Bi3Ni Poreacutem como verificamos na Figura 24 a nucleaccedilatildeo da liga Bi3Ni continua ocorrendo
sistematicamente
Na Figura 26 mostramos uma comparaccedilatildeo do difratograma padratildeo de Bi3Ni (cartatildeo
nuacutemero 391336 do ICSD) com o difratograma da amostra moiacuteda por 4 horas plotados em
conjunto para destacar a nucleaccedilatildeo da fase de Bi3Ni
Na Figura 27 apresenta-se o resultado do refinamento pelo meacutetodo de Rietveld para as
4 horas de moagem Eacute possiacutevel verificar um bom acordo entre o padratildeo de DRX da amostra e
o padratildeo refinado por MR Os fatores de qualidade podem ser verificados na tabela 4 Neste
refinamento obtivemos uma fraccedilatildeo de fase equivalente a 67 de Bi e 33 de Bi3Ni
46
Figura 26 Difratograma da amostra moiacuteda durante 4 horas (curva com ruiacutedo) e o padratildeo idealizado
do Bi3Ni calculado a partir do arquivo CIF (cartatildeo ICSD no 391336)
Figura 27 Padratildeo observado no DRX (4horas) calculado e residual obtidos no refinamento pelo MR
10 20 30 40 50 60 70 80
23 24 25 26 27 28 29 30 31 32 33
Inte
nsid
ade (
ua
)
2(graus)
4 horas
CIF Bi3Ni
10 20 30 40 50 60 70 80
Experimental
Calculado
Residual
Inte
nsid
ade (
u a)
2 (graus)
4 horas
25 30 35 40 45
47
Em todas as etapas do processo de moagem foram obtidos refinamentos com iacutendices de
qualidade muito semelhantes Natildeo houve alteraccedilatildeo nos acircngulos da ceacutelula unitaacuteria do composto
de Bi3Ni que permanecerem com α= β= λ = 90o Os valores obtidos para os iacutendices de avaliaccedilatildeo
da qualidade e os paracircmetros de rede encontram-se na tabela 4
Tabela 4 Valores de Rwp e 1205362 obtidos nos refinamentos realizados durante o processo de moagem
mecacircnica para o Bi3Ni
Com os resultados obtidos nos refinamentos determinou-se as contribuiccedilotildees em
porcentagem de cada fase em funccedilatildeo do tempo de moagem Verifica-se que apoacutes a primeira
hora de moagem natildeo se identifica no difratograma a presenccedila de Ni entretanto a fase de Bi3Ni
continua nucleando indicando que ainda existe niacutequel disponiacutevel para a formaccedilatildeo desta fase
Pode-se conceber algumas hipoacuteteses para este fato A primeira refere-se agrave sensibilidade do
equipamento de DRX que natildeo identifica precisamente elementos com fraccedilatildeo de fase menor
que 10 Outa hipoacutetese provaacutevel pode ser atribuiacutea a uma adesatildeo do niacutequel nas paredes do jarro
de moagem ou nas esferas de accedilo tendo em vista sua ductilidade
Na Figura 28 foi plotado a fraccedilatildeo de cada uma das fases presentes no processo de
moagem em funccedilatildeo do tempo Fica evidente que apoacutes a primeira hora a fraccedilatildeo de fase do niacutequel
eacute zero mas continua ocorrendo a nucleaccedilatildeo do Bi3Ni que estabiliza em 13 horas
TEMPO DE MOAGEM RWP 1205362 PARAcircMETROS DE REDE DO BI3NI
a (Å) b (Å) c (Å) Volume (Å3)
4 HORAS 77 139 8890(9) 4102(1) 11502(1) 41949(6)
7 HORAS 70 137 8891(3) 4106(1) 11500(1) 41986(9)
10 HORAS 71 131 8888(1) 4104(8) 11495(1) 41939(5)
13 HORAS 65 124 8893(5) 4104(3) 11507(1) 42003(2)
16 HORAS 64 124 8888(7) 4102(9) 11499(9) 41940(1)
19 HORAS 63 123 8894(1) 4105(1) 11506(5) 42012(3)
48
Figura 28 Fraccedilatildeo das fases de Ni Bi e Bi3Ni em funccedilatildeo do tempo de moagem
Utilizando-se a equaccedilatildeo 7 com os dados obtidos no refinamento pelo MR calculou-se
o tamanho meacutedio dos cristalitos de Bi3Ni em funccedilatildeo do tempo de moagem Na Figura 29
apresenta-se em forma de um graacutefico os valores obtidos Observamos que entre a quarta e a
seacutetima hora haacute um aumento aproximado de 14 no tamanho meacutedio do cristalito pode-se
atribuir esse aumento a uma possiacutevel deformaccedilatildeo plaacutestica da amostra acarretando num
acreacutescimo da aacuterea de superfiacutecie o que aumentaria progressivamente a probabilidade de
soldagem a frio dessas partiacuteculas gerando assim um aumento do tamanho meacutedio do cristalito
Entre a seacutetima e a deacutecima hora de moagem ocorre uma reduccedilatildeo de 26 no tamanho do
cristalito maior valor percentual obtido entre intervalos de moagem Entre a deacutecima sexta e a
deacutecima nona hora haacute uma estabilizaccedilatildeo no processo de reduccedilatildeo do tamanho de cristalito
Obtivemos no final do processo uma reduccedilatildeo total de aproximadamente 59 o que representa
um tamanho meacutedio de cristalito na ordem de 2653 nm
Plota-se na Figura 29 um graacutefico com tamanho meacutedio de cristalito do composto Bi3Ni
em funccedilatildeo do tempo de moagem
0 5 10 15 20
0
20
40
60
80
100
Fra
ccedilao d
e fases (
)
Tempo de moagem ( horas)
Bi
Bi3Ni
Ni
49
Figura 29 Tamanho meacutedio de cristalito de Bi3Ni em funccedilatildeo do tempo de moagem
Natildeo houve formaccedilatildeo de novas fases ou aparentemente quaisquer outras alteraccedilotildees
significativas apoacutes a deacutecima terceira hora de moagem Os uacutenicos efeitos com a continuaccedilatildeo da
moagem foram a melhora da cristalizaccedilatildeo da fase de interesse e o aumento de intensidade do
perfil referente a fase amorfa Poreacutem o processo de moagem totalizou 19 horas a finalidade
deste intervalo apoacutes a estabilizaccedilatildeo de formaccedilatildeo da fase pretendida foi verificar a possibilidade
de oxidaccedilatildeo da amostra que ficou exposta ao ambiente durante a execuccedilatildeo do DRX
Observa-se nos difratogramas da Figura 24 a formaccedilatildeo de uma acentuada elevaccedilatildeo na
linha de base entre a faixa de 2θ que vai de aproximadamente 26deg a 36deg A forma ou perfil
dessa elevaccedilatildeo eacute um forte indicio do aparecimento de uma fase amorfa Para alcanccedilar bom
acordo nos refinamentos Rietveld foram necessaacuterios 20 termos na funccedilatildeo polinomial de
Chebyshev para descrever estas linhas de base (background)
Analisando-se portanto os difratogramas referentes agraves etapas de 10 13 16 e 19 horas
eacute possiacutevel identificar o crescimento dessa fase amorfa conforme mostramos na Figura 30
4 6 8 10 12 14 16 18 20
25
30
35
40
45
50
55
Ta
ma
nh
o m
eacuted
io d
e c
rista
lito
(n
m)
Tempo de moagem (horas)
50
Estas curvas satildeo particularmente interessantes uma vez que podemos avaliar as
distacircncias R entre os primeiros vizinhos da fase desordenada aplicando a equaccedilatildeo de Ehrenfest
que pode ser expressa como [56]
2Rsen(θ) = 123λ (14)
O maacuteximo destas curvas correspondem a 2θ ~29o o que nos leva a distacircncias aproximada
de 38 Aring Esta distacircncia natildeo fere nenhum viacutenculo de distancias entre os atamos para
Ni-Ni~248 Aring Ni-Bi~ 278 Aring Bi-Bi~308 Aring Bi-O~214 Aring
Figura 30 Comparaccedilatildeo das funccedilotildees de background para a amostra moiacuteda por 10 13 16 e 19 horas
Com objetivo de avaliar com mais detalhes a estrutura nanocristalina e amorfa
realizamos medidas de difraccedilatildeo com configuraccedilotildees que produzissem uma maior qualidade nos
dados obtidos utilizamos uma cacircmara com baixo vaacutecuo e aumentamos o tempo de aquisiccedilatildeo
dos dados
A Figura 31 mostra o padratildeo obtido para a amostra final moiacuteda por 19 horas
Destacamos a evidente fase amorfa que se forma
10 20 30 40 50 60 70 80
19 horas
16 horas
13 horas
10 horas
Inte
nsid
ade (
u a)
2 (graus)
51
Figura 31 Formaccedilatildeo da fase amorfa na amostra de Bi3Ni apoacutes 19 horas de moagem
Comparando o padratildeo de DRX obtido para amostra moiacuteda por 19 horas com o
difratograma padratildeo de Bi3Ni (cartatildeo nuacutemero 391336 do ICSD) pode-se constatar a
equivalecircncia dos picos conforme apresentada Figura 32
Com os difratogramas de maior resoluccedilatildeo verificamos a presenccedila embora em uma
pequena fraccedilatildeo de Bi (ICSD no 64703) Assim como uma ligeira sugestatildeo da existecircncia de
Bi2O3 (ICSD no 41764) vislumbra-se essa fase em virtude da possiacutevel oxidaccedilatildeo da amostra
devido as sucessivas aberturas do jarro de moagem para realizaccedilatildeo do DRX entretanto
diferentemente do que se percebe para o bismuto natildeo haacute nenhum pico referente ao oxido de
bismuto
Na posiccedilatildeo de 2θ~27o existe um pico caracteriacutestico do Bi2O3 entretanto mesmo com a
melhor resoluccedilatildeo do DRX natildeo eacute possiacutevel distinguir claramente a fase do oxido de bismuto
assim durante o processo de refinamento pelo MR natildeo foi adicionada a fase relativa ao oxido
O refinamento pelo meacutetodo de Rietveld referente a amostra moiacuteda por 19h encontra-se
na Figura 33 percebe-se a boa concordacircncia obtida para a fase de interesse Bi3Ni e a fase
20 30 40 50 60 70 80
Bi
Inte
nsid
ade (
u a)
2 (graus)
Bi
20 25 30 35 40 45
52
amorfa O asterisco indicando o pico principal do Bi salienta que essa fase por contribuir
modestamente em um difratograma tatildeo complexo natildeo eacute bem ajustada
Figura 32 Difratograma da amostra moiacuteda 19h em conjunto com os CIFs de o Bi3Ni Bi e Bi2O3
Figura 33 Difratograma da amostra moiacuteda 19h e refinada por meacutetodo de Rietveld partindo dos CIFs
do Bi3Ni Bi
20 30 40 50 60 70 80
19 horas
Bi3Ni
Bi
Bi2O
3
In
tensid
ade (
u a)
2 (graus)
25 30 35 40
20 30 40 50 60 70 80
Experimental (19h)
Calculado
Residual
Inte
nsid
ade (
u a)
2 (graus)
20 25 30 35 40 45 50
53
Os trabalhos cientiacuteficos que versam sobre a produccedilatildeo e a caracterizaccedilatildeo do composto
Bi3Ni descrevem que a siacutentese pode ser realizada por vaacuterios mecanismos normalmente as
metodologias mais usadas para obtenccedilatildeo envolvem os processos em meio quiacutemico a
eletrodeposiccedilatildeo e a solidificaccedilatildeo raacutepida Em alguns casos utilizou-se longos processos teacutermicos
que envolvem a permanecircncia da amostra num forno de resistecircncia a 1100 degC durante 3 dias
[13] ou processos de sinterizaccedilatildeo com recozimento a vaacutecuo a temperatura de 1000 degC por 24
horas [15] Relata-se tambeacutem que conforme ocorreu neste trabalho algumas amostras
apresentam pequenos traccedilos de Bi em sua composiccedilatildeo final [13]
Dessa forma o primeiro desafio desse trabalho foi produzir uma fase uacutenica de Bi3Ni por
meio da moagem mecacircnica entretanto verificou-se no resultado obtido no DRX e no
refinamento pelo MR que a fase de Bi3Ni embora apresente uma fraccedilatildeo de 999 ainda possui
leves traccedilos do pico mais intenso de bismuto (indicado por um asterisco na Figura 33) Uma
proposta futura seria portanto acrescentar uma pequena quantidade de Ni para interagir com
esse Bi remanescente
42 Medidas de DRX in situ
Com o objetivo de estudar a estabilidade teacutermica e acompanhar a evoluccedilatildeo estrutural da
amostra em funccedilatildeo da temperatura foram realizadas medidas de DRX in situ conforme
descrito nos procedimentos experimentais A Figura 34 apresenta os quatro difratogramas
obtidos
A temperatura de 25 oC observa-se uma fase uacutenica do composto Bi3Ni (com jaacute
mencionado anteriormente a amostra possui uma leve indicaccedilatildeo da presenccedila de bismuto) que
possui estrutura ortorrocircmbica e grupo espacial Pnma eacute a mesma apresentada na Figura 32
A medida que aumentamos a temperatura conforme descrito na seccedilatildeo 3 Figura 21
inicia-se uma transformaccedilatildeo do composto inicial para o crescimento da fase tetragonal de Bi2O3
(ICSD no 41764) e da fase precursora de Bi Essa alteraccedilatildeo na composiccedilatildeo da amostra ocorre
em virtude da degradaccedilatildeo da fase Bi3Ni que conforme eleva-se a temperatura tem sua fraccedilatildeo
diminuiacuteda conforme verifica-se na Figura 36 Embora as medidas in situ terem sido feitas em
baixo vaacutecuo natildeo foi impedido o crescimento do Bi2O3
54
Na Figura 34 encontram-se plotados os DRX referentes as medidas realizadas em 25o
250o 300o e 350 oC as curvas foram deslocadas verticalmente para melhor comparaccedilatildeo
Figura 34 Padratildeo observado nos DRX da amostra submetida a aquecimento
A temperatura de 250 oC temos a ocorrecircncia de trecircs fases Bi3Ni Bi2O3 e Bi
O refinamento estrutural pelo meacutetodo de Rietveld estaacute mostrado na Figura 35 Mesmo tratando-
se de uma amostra com um elevado nuacutemeros de pico aleacutem da presenccedila de uma fase amorfa o
acordo entre o experimental e o calculado eacute notaacutevel Os valores dos iacutendices de avaliaccedilatildeo da
qualidade do refinamento referentes as quatro medidas realizadas encontram-se na tabela 5
20 30 40 50 60 70 80
350 0C
300 0C
250 0C
Inte
nsid
ade (
ua
)
2 (graus)
25 0C
55
Figura 35 Padratildeo obtidos no refinamento pelo MR para amostra aquecida a 250 0C
Tabela 5 Valores de Chi2 e de Rwp obtidos nos refinamentos realizados durante o processo de
aquecimento
A temperatura de 300 oC comeccedila a formaccedilatildeo da uma nova fase cubica de grupo espacial
I23 o Bi12NiO19 em detrimento da diminuiccedilatildeo da fase de Bi3Ni Aleacutem do aumento da fraccedilatildeo
da fase de Bi2O3
Temperatura de realizaccedilatildeo da medida Rwp 1205362
25 0C 69 23
250 0C 83 18
300 0C 98 26
350 0C 99 25
10 20 30 40 50 60 70 80
Inte
nsid
ade (
ua
)
2 (graus)
Experimental
Calculado
Residual
250 0C
25 30 35 40
56
O uacuteltimo DRX foi realizado a 350 oC a principal alteraccedilatildeo dessa medida refere-se ao
fato da inexistecircncia de picos referentes agrave fase Bi3Ni A fase majoritaacuteria torna-se agora a fase
referente ao Bi e a fase Bi12NiO19 (indexado na base de dados PDF2 mas natildeo na base de dados
ICSD) permanece estaacutevel isto eacute sem alteraccedilotildees significativas em sua fraccedilatildeo O fato de estarem
presentes picos referentes ao Bi mesmo apoacutes termos ultrapassado a temperatura de fusatildeo pode
ser explicado levando-se em consideraccedilatildeo a baixa condutividade teacutermica do bismuto aliado ao
excesso de defeitos produzidos na moagem assim natildeo obteve-se a fusatildeo do elemento
Utilizamos os dados obtidos nos refinamentos para plotar o graacutefico exposto na Figura
36 onde eacute possiacutevel observar a fraccedilatildeo de cada fase em funccedilatildeo da temperatura de execuccedilatildeo do
DRX Percebe-se a raacutepida decomposiccedilatildeo da fase de Bi3Ni que entre 250 oC e 350 oC apresenta
uma reduccedilatildeo percentual de aproximadamente 88 concomitantemente ao crescimento
percentual da fase de Bi
Figura 36 Fraccedilotildees de fase em funccedilatildeo da temperatura de realizaccedilatildeo do DRX in situ
O DRX realizado na amostra a 350 oC eacute mostrado na Figura 37 em conjunto aos CIFs
das fases constituintes Para a fase Bi12NiO19 natildeo foi encontrado o CIF no banco de dados do
Inorganic Crystal Structure Database (ICSD) Para refinar utilizando o meacutetodo de Rietveld
partimos do protoacutetipo estrutural de Bi26-x Mx O40-y (M = Mg Al Co Ni) O CIF desta fase
25 75 125 175 225 275 325 375
0
20
40
60
80
100
Fra
ccedilao d
e F
ases (
)
Temperatura (0C)
Bi3Ni
Bi2O
3
Bi
Bi12
NiO19
57
resultante estaacute mostrado em vermelho na Figura 37 e uma representaccedilatildeo da ceacutelula unitaacuteria na
Figura 38 os aacutetomos de oxigecircnio estatildeo representados na cor vermelha e o niacutequel em verde
Figura 37 Padratildeo observado no DRX da amostra em 350 oC em comparaccedilatildeo com o CIF das fases
constituintes
Figura 38 Projeccedilatildeo do eixo a e em perspectiva do Bi12NiO19
10 20 30 40 50 60 70 80
Inte
nsid
ade (
ua
)
2(graus)
350 graus
Bi2O
3
Bi
Bi12
NiO19
20 25 30 35 40 45 50 55
58
O refinamento estrutural utilizando estas fases estaacute mostrado na Figura 39 e os valores
referentes aos paracircmetros de rede obtidos para o refinamento da fase Bi12NiO19 constam na
tabela 6
Figura 39 Padratildeo obtidos no refinamento pelo MR para amostra aquecida a 350 0C
Tabela 6 Paracircmetros da ceacutelula unitaacuteria da estrutura Bi12NiO19
A Figura 40 conteacutem as fotografias retiradas do forno do difratocircmetro antes e apoacutes a
realizaccedilatildeo da medida Eacute possiacutevel verificar que a amostra devido a dilataccedilatildeo volumeacutetrica e a
fusatildeo do bismuto transborda o porta amostra
Paracircmetros de Rede a = b=c=10258(8) Aring
Acircngulos α = β = γ = 900
Volume da ceacutelula 107966(2) Aring3
Grupo de simetria Cuacutebico
Grupo espacial I23
10 20 30 40 50 60 70 80
Inte
nsid
ade (
ua
)
2 (graus)
Calculado
Experimental
Residual
350 0C
20 25 30 35 40 45
59
Figura 40 Fotografia do forno do DRX antes a apoacutes a realizaccedilatildeo das medidas
43 Calorimetria Diferencial de Varredura (DSC)
Com a finalidade de estudar e melhor entender a evoluccedilatildeo estrutural da amostra
observada nas medidas in situ realizou-se medidas DSC conforme descrito nos procedimentos
experimentais a temperatura final foi de 550 oC
Na Figura 41 mostramos as medidas DSC feitas em diferentes taxas de aquecimento
realizadas na amostra moiacuteda por 19 horas Em todas as 4 medidas vemos comportamentos
exoteacutermicos e endoteacutermicos Os picos endoteacutermicos ocorreram a uma temperatura aproximada
de 270 0C temperatura essa equivalente ao ponto de fusatildeo do bismuto e foram atribuiacutedos a
fusatildeo do Bi ocorrida em duas etapas
Comparando-se os resultados obtidos nas medidas in situ onde observamos a nucleaccedilatildeo
de uma nova fase a partir da temperatura de 250 oC com os resultados obtidos no DSC podemos
concluir que o pico exoteacutermico presente no termograma corresponde agrave nucleaccedilatildeo da fase de
Bi2O3
Com a finalidade de calcular a energia de ativaccedilatildeo (Ea) necessaacuteria para promover essa
nucleaccedilatildeo aplicamos a metodologia proposta por Kissinger [2] Conforme indicado na Figura
41 as 4 medidas foram feitas com taxas de aquecimento de 25 5 10 e 20 oCmin
60
A Figura 42 mostra em detalhes a Figura 41 onde vemos os valores das temperaturas
de pico de cristalizaccedilatildeo (Tc) e as referidas taxas de aquecimento (120591) Como era esperado a
medida que a taxa de aquecimento aumenta a temperatura de pico tambem aumenta
Figura 41 Termograma DSC plotados em conjunto para os diferentes fluxos de calor
Figura 42 Espectros DSC com as temperaturas de pico e suas respectivas taxas de aquecimento
100 150 200 250 300 350 400 450 500 550
250Cmin
50Cmin
100Cmin
fluxo d
e c
alo
r (u
a)
Temperatura (0C)
200Cmin
exo
230 235 240 245 250 255 260 265 270 275 280 285
250Cmin
50Cmin
100Cmin
fluxo d
e c
alo
r (u
a )
Temperatura (0C)
242 0C
252 0C
266 0C
278 0C
200Cmin
exo
61
Com os dados fornecidos na Figura 42 pode-se calcular a energia de ativaccedilatildeo referente
a nucleaccedilatildeo da fase de Bi2O3 Plotando-se um graacutefico linear de ln(120591
1198791198882) versus
1
119879119888 onde o
coeficiente angular eacute (minus119864119886
119877) obteacutem-se a energia de ativaccedilatildeo A Figura 43 apresenta a
linearizaccedilatildeo da equaccedilatildeo 16 de onde se obteacutem a energia de ativaccedilatildeo do processo de nucleaccedilatildeo
do Bi2O3
Figura 43 Graacutefico linear do ln(120591
1198791198882) versus
1
119879119888
Logo considerando as relaccedilotildees anteriormente definidas eacute possiacutevel calcular a energia de
ativaccedilatildeo uma vez que m = (minus119864119886
119877) e R = 831 jmol K Desse modo a energia de ativaccedilatildeo
necessaacuteria para promover a nucleaccedilatildeo da fase Bi2O3 eacute de 12465 kJmol
A metodologia proposta permitiria tambeacutem calcular a energia de ativaccedilatildeo necessaacuteria
para cristalizar a fase amorfa as medidas de DSC foram planejadas ateacute a temperatura de
550 oC devido a limitaccedilotildees do equipamento poreacutem como fica evidente na Figura 41 natildeo se
observa nenhum pico exoteacutermico apoacutes os 350 oC que se possa estar associado a cristalizaccedilatildeo da
fase amorfa O pico exoteacutermico existente como jaacute mencionado ocorreu a uma temperatura que
variou de 242 0C agrave 278 0C e refere-se agrave nucleaccedilatildeo de fase
182 184 186 188 190 192 194
-115
-110
-105
-100
-95
ln (
T2 c)
1Tc (10
-3 k
-1)
62
44 Tratamento teacutermico
Apoacutes a realizaccedilatildeo das medidas de DRX in situ e das medidas de DSC a fase amorfa
ainda se encontrava presente assim foi realizado um tratamento teacutermico com a finalidade de
promover a cristalizaccedilatildeo da fase amorfa presente
O tratamento teacutermico foi realizado a uma taxa constante de 10 0Cmim ateacute a temperatura
de 800 0C com a atmosfera protegida por gaacutes argocircnio Na Figura 44 apresenta-se o difratograma
da amostra realizado apoacutes o do tratamento teacutermico vemos no detalhe que a acentuada elevaccedilatildeo
na linha de base entre a faixa de 2θ que vai de aproximadamente 26deg agrave 36deg e que corresponde
a fase amorfa desapareceu completamente
Figura 44 Difratograma da amostra apoacutes tratamento teacutermico
Para a amostra tratada termicamente foram identificadas trecircs fases similar ao observado
nas medias in situ a 350 oC foram identificadas a fase cuacutebica Bi12NiO19 a fase tetragonal de
Bi2O3 (ICSD no 41764) e a fase romboeacutedrica de Bismuto (ICSD no 64703) Na Figura 45
apresentamos o padratildeo observado plotado juntamente com o CIF das 3 fases identificadas
10 20 30 40 50 60 70 80
Inte
nsid
ad
e (
ua
)
2 (graus)
Pos Tratamento Teacutermico
20 25 30 35 40 45 50 55 60
63
Figura 45 Difratograma da amostra apoacutes tratamento teacutermico em conjunto com os CIFs de Bi Bi2O3 e
Bi12NiO19
Pode-se verificar no padratildeo do difratograma da Figura 45 que pelo formato da linha de
base obtida ocorreu a cristalizaccedilatildeo da fase amorfa e as fases identificadas correspondem aos
picos presentes no DRX da amostra
O refinamento realizado pelo MR confirmou a identificaccedilatildeo das fases contidas na
amostra no sentido da exata correspondecircncia entre os picos obtidos nos padrotildees calculados e
observados As fraccedilotildees das fases da amostra que sofreu tratamento teacutermico em comparaccedilatildeo com
as fraccedilotildees obtidas no DRX in situ estatildeo apresentados na tabela 7
Tabela 7 Fraccedilotildees das fases apoacutes tratamento teacutermico e DRX in situ a 350 oC
Fraccedilatildeo das fases Tratamento Teacutermico DRX in situ a 350 oC
Bi12NiO19 90 137
Bi2O3 89 20
Bi 11 663
10 20 30 40 50 60 70 80
Inte
nsid
ade (
ua
)
2 (graus)
Observado
Bi
Bi2O
3
Bi12
NiO19
25 30 35 40 45 50 55
64
O aumento da temperatura propicia a nucleaccedilatildeo das fases de Bi2O3 e Bi12NiO19 em
detrimento da diminuiccedilatildeo da fase Bi3Ni
O refinamento pelo meacutetodo de Rietveld para amostra que sofreu tratamento teacutermico
apresentou uma boa concordacircncia para os perfis calculado e experimental Nesse refinamento
foi utilizado o CIF modificado de Bi12NiO19 Na Figura 46 temos o padratildeo experimental e o
calculado obtidos no refinamento pelo MR
Figura 46 Padratildeo observado e experimental refinado pelo MR para amostra tratada termicamente
Compara-se na Figura 47 os difratogramas obtidos para amostra tratada termicamente e
para o DRX in situ a temperatura de 350 oC eacute possiacutevel identificar a correspondecircncia entre os
picos entretanto eacute notaacutevel a diferenccedila na linha de base do difratograma referente ao DRX in
situ contra o DRX da amostra submetida a tratamento teacutermico Pode-se concluir que para
ocorrer a cristalizaccedilatildeo da fase amorfa eacute necessaacuterio que a temperatura do tratamento teacutermico seja
superior a 550 0C
10 20 30 40 50 60 70 80
Inte
nsid
ade (
ua
)
2 (graus)
Calculado
Experimental
Residual
Pos Tratamento Teacutermico
65
Outro fenocircmeno perceptiacutevel eacute o deslocamento em 2θ da posiccedilatildeo dos picos O
difratograma da amostra que foi ao forno do DRX tem a posiccedilatildeo dos seus picos deslocados para
direita em comparaccedilatildeo ao observado no CIF do Bi12NiO19 e no DRX da amostra que passou
por tratamento teacutermico Podemos associar esse deslocamento a contraccedilatildeo do volume da ceacutelula
unitaacuteria Considerando o valor padratildeo do volume do composto Bi12NiO19 constante na tabela
5 ocorreu uma reduccedilatildeo de volume de aproximadamente 155 para amostra tratada
termicamente e uma variaccedilatildeo positiva de 005 para amostra do DRX in situ Na Figura 47
plotamos juntos os difratogramas da amostra tratada termicamente da amostra que realizou a
medida in situ a 350 0C e o CIF do Bi12NiO19
Figura 47 Difratogramas das amostras apoacutes tratamento teacutermico e DRX in situ em conjunto com o
CIF do Bi12NiO19
O tratamento teacutermico realizado produziu o resultado esperado cristalizando a fase
amorfa As fases presentes na amostra apoacutes a realizaccedilatildeo do tratamento estatildeo em conformidade
agraves encontradas nas medidas de DRX in situ
20 30 40 50 60 70 80
Bi
Inte
nsid
ade (
u a)
2 (graus)
Bi
20 25 30 35 40 45
66
5 CONCLUSAtildeO
A sintetizaccedilatildeo do composto nanoestruturado de Bi3Ni foi realizado de modo eficiente
apoacutes 13 horas de moagem mecacircnica
As medidas de difraccedilatildeo de Raio X possibilitaram acompanhar a evoluccedilatildeo estrutural e a
nucleaccedilatildeo da fase de Bi3Ni O refinamento realizado pelo Meacutetodo de Rietveld proporcionou a
quantificaccedilatildeo dos paracircmetros cristalograacuteficos tais como paracircmetros de rede volume da ceacutelula
unitaacuteria fraccedilatildeo das fases presentes e tamanho de cristalito Os fatores de qualidade e
convergecircncia alcanccedilaram valores satisfatoacuterios correspondendo a exata simulaccedilatildeo do padratildeo
observado
A anaacutelise teacutermica realizada por meio das medidas de DRX in situ permitiu o estudo da
estabilidade teacutermica e o acompanhamento da evoluccedilatildeo estrutural da amostra em funccedilatildeo da
temperatura Foi possiacutevel identificar duas novas fases presentes o Bi2O3 e Bi12NiO19 nucleadas
agraves custas da fase de Bi3Ni Na temperatura de 350 oC a amostra eacute composta das fases Bi12NiO19
Bi2O3 e Bi
As medidas de DSC realizadas ateacute a temperatura de 550 oC e com quatro diferentes
taxas de aquecimento foram utilizadas para se calcular com o uso da equaccedilatildeo de Kissinger a
energia de ativaccedilatildeo (Ea) necessaacuteria para promover a nucleaccedilatildeo do composto Bi12NiO19 que eacute de
12465 kJmol
O tratamento teacutermico no forno ateacute 800 oC promoveu o relaxamento dos defeitos e
tensotildees causadas durante a moagem mecacircnica e a cristalizaccedilatildeo da fase amorfa natildeo sendo mais
possiacutevel identificar no DRX realizado o perfil referente a essa fase Identificou-se novamente a
fase Bi12NiO19 aleacutem da ocorrecircncia das fases de Bi2O3 e Bi jaacute identificadas nas medidas de
DRX in situ confirmando a consistecircncia dos resultados obtidos por dois ensaios diferentes
Pocircde-se verificar o mesmo fenocircmeno em todos os ensaios que envolveram o
aquecimento da amostra Ao aquecer-se o Bi3Ni ocorre um processo de oxidaccedilatildeo que resulta
na formaccedilatildeo da fase de Bi2O3 e a fase de Bi12NiO19 todas associadas ao consumo de Bi da fase
Bi3Ni
Para realizaccedilatildeo de estudos futuros com o intuito de se obter a fase uacutenica de Bi3Ni
pode-se alterar ligeiramente as massas dos produtos com a adiccedilatildeo de um pouco de niacutequel
67
Pode-se melhorar o controle das condiccedilotildees de realizaccedilatildeo dos tratamentos teacutermicos com o
intuito de se evitar a oxidaccedilatildeo A realizaccedilatildeo de medidas de DSC ateacute a temperatura de 800 0C
poderaacute revelar picos exoteacutermicos e propiciar condiccedilotildees para se calcular a energia necessaacuteria
para promover a cristalizaccedilatildeo da fase amorfa
68
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32
Concluiacutedo os processos descritos na Figura 12 inicia-se o refinamento dos paracircmetros
vale ressaltar que a utilizaccedilatildeo da funccedilatildeo perfil pseudo-Voigt de Thompson-Cox-Hasting
modificada embora seja mais interessante para refinamentos de estruturas ela pode apresentar
alguma complicaccedilatildeo devido agrave grande quantidade de paracircmetros altamente correlacionados (GU
GV GW GP LX) que tornam a convergecircncia um desafio agrave paciecircncia
Entretanto a sua aplicaccedilatildeo pode ser significativamente simplificada se um refinamento
preacutevio de uma amostra padratildeo for realizado e os paracircmetros instrumentais obtidos forem
usados como paracircmetros iniciais para o refinamento do material desejado [46]
Na Figura 13 apresenta-se um print da interface do EXPGUI Durante os procedimentos
de refinamento
Figura 13 Interface do EXPGUI para refinamento dos paracircmetros
Para refinamento dos paracircmetros o conhecimento da correlaccedilatildeo de cada fator torna mais
faacutecil o sucesso e a qualidade final do refinamento Escolhendo-se a funccedilatildeo de perfil 4 tem-se as
seguintes correlaccedilotildees mostradas na tabela 3
33
Tabela 3 Correlaccedilotildees e definiccedilotildees para as variaacuteveis envolvidas no refinamento pelo MR no EXPGUI
PARAcircMETRO CORRELACcedilAtildeO NO MODELO REFINADO
GV e GW Definem a largura da gaussiana relacionada ao alargamento instrumental
GU Define a largura da gaussiana relacionada agrave micro deformaccedilatildeo da rede
GP Define a largura da gaussiana relacionada ao tamanho de cristalito
LX Define a largura da lorentziana relacionada ao tamanho de cristalito
PTEC Avalia a anisotropia do tamanho de cristalito relacionada ao alargamento de
Lorentz
SHKL Define a micro deformaccedilatildeo da rede relacionada ao alargamento de Lorentz Seu
nuacutemero de termos depende da simetria de Laue
TRNS Descreve a profundidade de penetraccedilatildeo dos raios X em uma amostra
SHFT Determina o deslocamento em 2θ devido agrave posiccedilatildeo da amostra no porta amostra
SFEC Avalia a anisotropia quando haacute falhas de empilhamento da rede
ETA Eacute o termo de mistura entre as contribuiccedilotildees de Gauss e de Lorentz
SL e HL Satildeo termos de assimetria relacionados agrave divergecircncia axial
25 Calorimetria Diferencial de Varredura
A calorimetria diferencial de varredura (Differential Scanning Calorimetry- DSC) eacute um
meacutetodo de medida bem estabelecido e usado numa ampla escala em diferentes aacutereas de
pesquisa Com as medidas de DSC eacute possiacutevel investigar a evoluccedilatildeo teacutermica dos materiais e
tambeacutem avaliar grandezas como pureza capacidade teacutermica calor de transiccedilatildeo transiccedilotildees
viacutetreas relaxaccedilatildeo teacutermica [2]
O sistema DSC consiste na detecccedilatildeo de um sinal eleacutetrico gerado pela diferenccedila de
temperatura entre o material de referecircncia cujo comportamento com a temperatura eacute conhecido
e o material que estaacute sendo investigado (amostra) O DSC eacute um meacutetodo calorimeacutetrico no qual
satildeo medidas diferenccedilas de energia A Figura 14 ilustra a configuraccedilatildeo de um DSC
34
Figura 14 Ilustraccedilatildeo da configuraccedilatildeo de um DSC
As curvas construiacutedas com os dados DSC permitem identificar substacircncias construir
diagramas de fase aleacutem de determinar a fraccedilatildeo de cristalinidade dos materiais A amostra natildeo
inerte pode sofrer periodicamente fenocircmenos de absorccedilatildeo ou geraccedilatildeo de calor em funccedilatildeo do
tempo temperatura e posiccedilatildeo do meio Entre os processos de absorccedilatildeo de calor (endoteacutermicos)
pode-se destacar a fusatildeo a sublimaccedilatildeo a adsorccedilatildeo e entre os processos de geraccedilatildeo de calor
(exoteacutermicos) destacam-se a cristalizaccedilatildeo e a desorccedilatildeo
De acordo com o fenocircmeno ocorrido com a amostra no interior do equipamento a curva
gerada poderaacute apresentar picos endoteacutermicos ou exoteacutermicos a associaccedilatildeo dos dados com um
diagrama de fases um DRX ou outra teacutecnica poderaacute ser necessaacuterio para se extrair informaccedilotildees
consistentes A Figura 15 ilustra as possiacuteveis configuraccedilotildees encontradas em uma curva tiacutepica
de DSC
Figura 15 Representaccedilatildeo graacutefica dos padrotildees geneacutericos de picos apresentados no DSC
35
Dentre os possiacuteveis fenocircmenos apresentados por uma amostra em um DSC pode-se
obter picos exoteacutermicos ou endoteacutermicos Pode-se calcular a energia de ativaccedilatildeo (Ea) necessaacuteria
para promover a cristalizaccedilatildeo ou a nucleaccedilatildeo de uma fase Para tanto eacute necessaacuterio conhecer
valores de temperaturas de pico de cristalizaccedilatildeo (Tc) medidas para diferentes taxas de
aquecimento constantes (τ) e aplicar esses valores na equaccedilatildeo de Kissinger mostrada abaixo
[2]
119897119899 (τ
1198791198882) = minus
119864119886
119877119879119888+ 119888 (12)
onde R = 831 Jmol K eacute a constante molar dos gases e c eacute uma constante arbitraria
36
3 PROCEDIMENTOS EXPERIMENTAIS
31 Produccedilatildeo da Amostra
Para produccedilatildeo da amostra de Bi3Ni utilizou-se a formula AxBy onde x + y =100 e as
relaccedilotildees abaixo descritas as quais permitem encontrar os valores em fraccedilatildeo da massa de cada
componente
119872119879119900119905119886119897 = (119909
119909+119910) 119872119860 + (
119910
119909+119910) 119872119861
119876119860 = (119909
119909+119910)
119872119860
119872119879119874119879119860119871 e (13)
119876119861 = (119910
119909 + 119910)
119872119861
119872119879119874119879119860119871
onde MTotal = massa total a ser pesada MA = massa do elemento A (constante na Tabela
Perioacutedica) MB = massa do elemento B (constante na Tabela Perioacutedica) QA = fraccedilatildeo da massa
do elemento A a ser pesada e QB = fraccedilatildeo da massa do elemento B a ser pesada
Considerando-se as relaccedilotildees acima a amostra composta pelos elementos quiacutemicos
Niacutequel (Ni) e Bismuto (Bi) foi produzida com a massa total de 3 gramas sendo 026 gramas
de Ni (Alfa Aesar com 9995 de pureza e com tamanho de partiacutecula de minus100 mesh) e 274
gramas de Bi (Alfa Aesar com 9995 de pureza e com tamanho de partiacutecula de minus100 mesh)
Para pesagem foi utilizada a balanccedila eletrocircnica de alta precisatildeo (001mg) SHIMADZU modelo
(AUW220D)
32 Siacutentese Mecacircnica
Apoacutes a preparaccedilatildeo da amostra iniciou-se a fase da moagem mecacircnica Para tal utilizou-
se o moinho High Energy Ball Mill Emax da Retsch pertencente ao Laboratoacuterio de Siacutentese e
Caracterizaccedilatildeo de Nanomateriais (LSCN) do IFAM O moinho Emax combina vantagens de
diversos tipos de moinho tais como impacto de alta frequecircncia (moinho oscilante) atrito
37
intenso (moinho oscilante de discos) e movimentos rotativos controlados do vaso de moagem
(moinho de bolas planetaacuterio) o que proporciona um oacutetimo desempenho [55]
Na Figura 16 satildeo mostradas as imagens do moinho na imagem agrave esquerda observa-se a posiccedilatildeo
de fixaccedilatildeo dos dois jarros de moagem
Figura 16 Moinho High Energy Ball Mill Emax
Os suportes de cada vaso satildeo afixados sobre dois discos que giram no mesmo sentido
movendo assim os vasos por uma trajetoacuteria circular sem que estes modifiquem sua orientaccedilatildeo
A accedilatildeo combinada da geometria dos vasos e da mecacircnica do movimento gera um forte atrito
entre as bolas a amostra e as paredes do vaso bem como uma elevada aceleraccedilatildeo que lanccedila as
bolas com forte impacto contra a amostra junto agraves paredes do vaso Disso resulta uma melhor
mistura das partiacuteculas e uma menor granulometria final [55]
O moinho possui um sistema de resfriamento por aacutegua permitindo que a elevada
aplicaccedilatildeo de energia possa ser aproveitada com eficiecircncia no processo de moagem sem que a
amostra se superaqueccedila
A amostra foi colocada no jarro de moagem juntamente com 3 esferas de accedilo inoxidaacutevel
com massa total de 2092 g resultando numa BPR aproximada de 71 O jarro de moagem foi
levado a glove box onde foi realizado o vaacutecuo do ambiente com a posterior injeccedilatildeo de gaacutes
Argocircnio e a selagem do vaso de moagem Esse procedimento teve como objetivo evitar uma
possiacutevel oxidaccedilatildeo da amostra durante a moagem mecacircnica
38
Na Figura 17 eacute possiacutevel visualizar o jarro de moagem em dois momentos sendo o
primeiro entes do fechamento com as esferas e a amostra e posteriormente durante o processo
de fechamento dentro da glove box
Figura 17 Preparaccedilatildeo e selagem do vaso de moagem
O primeiro processo de moagem da mistura foi realizado durante uma hora Apoacutes esse
tempo o jarro foi aberto e feito uma Difraccedilatildeo de Raios X (DRX) da amostra Seguiu-se entatildeo
para selagem do vaso de moagem e preparaccedilatildeo para novo ciclo de moagem O intervalo de
moagem passou a ser de 3 horas sendo realizado em trecircs etapas de 1 hora entre cada etapa
houve um intervalo de 5 minutos para resfriamento da amostra realizadas sem abertura do jarro
de moagem
No procedimento foi utilizada a rotaccedilatildeo de 1000 rpm a temperatura do vaso variou de
27 degC agrave 39 degC no final da moagem Apoacutes as 3 horas de moagem o vaso foi aberto e realizou-se
um DRX da amostra Esse processo se repetiu por seis vezes tendo gerado intervalos de tempo
de1h 4hs 7hs 10hs 13hs 16hs e 19hs de moagem
O fim da moagem foi estabelecido com base na anaacutelise dos difratogramas da amostra e
da constataccedilatildeo de equiliacutebrio na evoluccedilatildeo ou formaccedilatildeo de novas fases
39
33 Difraccedilatildeo de Raios X
As medidas de DRX foram realizadas no Laboratoacuterio de Materiais (LabMat) da UFAM
utilizando um Difratocircmetro de Raio-X modelo Empyrean da PANalytical com radiaccedilatildeo CuKα1
de 1 5406 Aring e se dividiram em duas etapas
A primeira etapa foi realizada com os intervalos de 1h 4hs 7hs 10hs 13hs 16hs e 19
horas e teve como finalidade acompanhar a evoluccedilatildeo estrutural da amostra e confirmar a
formaccedilatildeo da fase uacutenica de Bi3Ni
A Figura 18 apresenta o porta amostra em duas etapas distintas a primeira com a
amostra sendo preparada adequadamente e na segunda pronta para a realizaccedilatildeo do DRX
Figura 18 Preparaccedilatildeo da amostra para realizaccedilatildeo de DRX
Os difratogramas experimentais gerados foram submetidos agrave identificaccedilatildeo das fases
cristalinas atraveacutes de comparaccedilotildees com padrotildees difratomeacutetricos disponibilizados no banco de
dados do Inorganic Crystal Structure Database ndash ICSD
Na Figura 19 apresenta-se o goniocircmetro difratocircmetro de raio-X modelo Empyrean da
PANalytical
40
Figura 19 Difratocircmetro de Raio-X modelo Empyrean da PANalytical
Os padrotildees usados de DRX foram os seguintes
Faixa de acircngulo 10 ndash 100deg
Velocidade de escaneamento 1deg min
Tempo aproximado de realizaccedilatildeo do difratograma 45 min
Tubo de raio-X de cobre (Cu)
Voltagem 40 kV
Corrente 30 mA
Divergecircncia de fenda 10 (deg)
Dispersatildeo de fenda 10 (deg)
A segunda etapa das medidas de DRX foi realizada com uso do forno e medidas in situ
tendo sido realizadas com a amostra moiacuteda por 19 horas nas temperaturas de 250 2500 3000 e
350 0C essas medidas tiveram a finalidade de acompanhar o comportamento estrutural em
funccedilatildeo da temperatura e estudar a estabilidade teacutermica da amostra Detalhes do forno estatildeo
ilustrados nas Figuras 20
41
Figura 20 Preparaccedilatildeo da amostra e porta amostra no forno do DRX
A primeira mediccedilatildeo foi realizada a temperatura de 25 oC seguindo-se de um
aquecimento a taxa de 10 oCmin ateacute atingir a temperatura de 250 oC apoacutes atingir a temperatura
procedeu-se uma execuccedilatildeo de uma isoteacutermica por 10 minutos antes da mediccedilatildeo in situ de DRX
O procedimento foi repetido para as temperaturas de 300 oC e 350 oC conforme pode-se
observar na rampa de aquecimento da Figura 21
Figura 21 Rampa de aquecimento para medidas in situ de DRX
34 Refinamento pelo Meacutetodo de Rietveld
Para realizaccedilatildeo dos refinamentos pelo MR desta dissertaccedilatildeo utilizou-se o programa
GSAS (General Structure Analysis System) e o EXPGUI [4748]
42
Para se descrever o formato dos picos de DRX utilizou-se a funccedilatildeo perfil pseudo-Voigt
de Thompson-Cox-Hasting modificada funccedilatildeo de perfil CW 4 no pacote GSAS que considera
o modelo anisotroacutepico de Stephens e efeitos de textura [4950]
Para o coeficiente de mistura (η) que determina as contribuiccedilotildees do alargamento
gaussiano (η = 0) e Lorentziano (η = 1) nas equaccedilotildees 5 e 6 foi utilizado neste trabalho o valor
de η = 075
Os coeficientes de alargamento instrumental V e W constantes na equaccedilatildeo 5 foram
previamente obtidos a partir do DRX de uma amostra padratildeo bem cristalizada e mantidos fixos
no refinamento dos dados experimentais
Para o caacutelculo do tamanho meacutedio de cristalito com o uso da equaccedilatildeo 7 utilizou-se o
valor de K = 091 e 120582=0154056 nm
O GSAS dispotildee de 8 tipos de funccedilotildees de background neste trabalho utilizou-se a funccedilatildeo
polinomial de Chebyshev o nuacutemero de termos variou tendo sido utilizados 20 termos na funccedilatildeo
polinomial para refinamentos com a presenccedila da fase amorfa e 6 termos apoacutes a cristalizaccedilatildeo da
fase amorfa
Para iniacutecio do refinamento no programa EXPGUI foi utilizado o diagrama de blocos da
Figura 12 e para o refinamento dos paracircmetros as correlaccedilotildees da tabela 3
35 Tratamento Teacutermico
Foi realizado um tratamento teacutermico na amostra moiacuteda por 19 horas com a finalidade
de promover o relaxamento dos defeitos e tensotildees causados durante a moagem mecacircnica e a
cristalizaccedilatildeo da fase amorfa presente A partir da temperatura ambiente 25 oC iniciou-se o
aquecimento a uma taxa de 10 oCmin A temperatura final foi de 800 oC seguindo-se do
desligamento do forno que se manteve fechado ateacute que a temperatura da amostra atingisse
25 oC Em seguida a amostra foi retirada do forno e foi realizado um DRX Utilizou-se um forno
tubular com tubo de quartzo e uma atmosfera com fluxo constante de gaacutes argocircnio ilustrado
na Figura 22
43
Figura 22 Forno utilizado para realizar o tratamento teacutermico
36 Calorimetria Diferencial de Varredura (DSC)
As medidas de DSC foram realizadas na amostra moiacuteda por 19 horas em uma ceacutelula
Netzsch modelo DSC 3500 Sirius pertencente ao Laboratoacuterio de Termo ciecircncias da UFAM
Para realizaccedilatildeo das medidas utilizou-se um fluxo de proteccedilatildeo de N2 a 50 mlmin com
temperatura inicial de 25 oC e temperatura final de 550 oC
Foram realizadas quatro medidas com as taxas de transferecircncia de calor de 25 oCmin
5 oCmin 10 oCmin e 20 oCmin Foram utilizados cadinhos (porta amostra) de alumiacutenio e a
massa meacutedia de 22 mg de amostra foi utilizada nos quatro experimentos
Na Figura 23 eacute mostrada a ceacutelula Netzsch modelo DSC 3500 Sirius onde foram
realizadas as medidas e os cadinhos sendo dois fechados e um com a amostra visiacutevel
Figura 23 Equipamento utilizado para realizar o DSC
44
4 RESULTADOS E DISCUSSOtildeES
41 Evoluccedilatildeo estrutural
A Figura 24 mostra a evoluccedilatildeo estrutural durante o processo de siacutentese conforme
descrito nos procedimentos experimentais Qualitativamente podemos ver nesta figura uma
modificaccedilatildeo gradativa dos padrotildees de difraccedilatildeo O pico mais intenso da amostra moiacuteda por 1
hora corresponde ao plano (1 0 -2) do Bi precursor
Acompanhando o comportamento deste plano em especiacutefico constata-se que entre a
primeira e a quarta hora o mesmo sofre apenas uma ligeira diminuiccedilatildeo Concomitantemente
com este decreacutescimo emergem pequenos novos picos em 2θ aproximadamente entre 28 e 35o
Com 7 horas de moagem os novos picos satildeo evidentes e foram identificados junto agrave base de
dados do ICSD como a estrutura desejada Bi3Ni grupo espacial Pnma (cartatildeo nuacutemero 391336)
Em 13 horas de moagem o pico do Bi atinge seu miacutenimo e segue estaacutevel ateacute 19 h de moagem
Dada a observaccedilatildeo da estabilizaccedilatildeo estrutural o processo foi interrompido Uma anaacutelise mais
detalhada dos difratogramas seraacute mostrada e discutida na sequecircncia
Figura 24 Padratildeo de difraccedilatildeo observado para amostra e Bi3Ni durante todo intervalo de moagem
10 20 30 40 50 60 70 80
19h
16h
1h
10h
1h
7h
4h
2(graus)
1h
13h
Inte
nsid
ade (
ua
)
45
Na Figura 25 mostramos a indexaccedilatildeo das fases na primeira hora de moagem onde foi
verificada o iniacutecio da nucleaccedilatildeo do Bi3Ni Tambeacutem eacute possiacutevel observar os picos do elemento
precursor minoritaacuterio no caso o Niacutequel (cartatildeo ICSD 64703)
Figura 25 Difratograma obtido apoacutes a primeira hora de moagem
Seguindo o processo de moagem conforme descrito nos procedimentos experimentais
a amostra foi moiacuteda por mais 3 horas totalizando 4 horas de moagem os difratogramas obtidos
satildeo apresentados nas Figuras 26 e 27 Nesta etapa jaacute natildeo eacute mais possiacutevel identificar a presenccedila
dos picos referentes ao niacutequel dessa forma somente satildeo observados os picos do bismuto e do
Bi3Ni Poreacutem como verificamos na Figura 24 a nucleaccedilatildeo da liga Bi3Ni continua ocorrendo
sistematicamente
Na Figura 26 mostramos uma comparaccedilatildeo do difratograma padratildeo de Bi3Ni (cartatildeo
nuacutemero 391336 do ICSD) com o difratograma da amostra moiacuteda por 4 horas plotados em
conjunto para destacar a nucleaccedilatildeo da fase de Bi3Ni
Na Figura 27 apresenta-se o resultado do refinamento pelo meacutetodo de Rietveld para as
4 horas de moagem Eacute possiacutevel verificar um bom acordo entre o padratildeo de DRX da amostra e
o padratildeo refinado por MR Os fatores de qualidade podem ser verificados na tabela 4 Neste
refinamento obtivemos uma fraccedilatildeo de fase equivalente a 67 de Bi e 33 de Bi3Ni
46
Figura 26 Difratograma da amostra moiacuteda durante 4 horas (curva com ruiacutedo) e o padratildeo idealizado
do Bi3Ni calculado a partir do arquivo CIF (cartatildeo ICSD no 391336)
Figura 27 Padratildeo observado no DRX (4horas) calculado e residual obtidos no refinamento pelo MR
10 20 30 40 50 60 70 80
23 24 25 26 27 28 29 30 31 32 33
Inte
nsid
ade (
ua
)
2(graus)
4 horas
CIF Bi3Ni
10 20 30 40 50 60 70 80
Experimental
Calculado
Residual
Inte
nsid
ade (
u a)
2 (graus)
4 horas
25 30 35 40 45
47
Em todas as etapas do processo de moagem foram obtidos refinamentos com iacutendices de
qualidade muito semelhantes Natildeo houve alteraccedilatildeo nos acircngulos da ceacutelula unitaacuteria do composto
de Bi3Ni que permanecerem com α= β= λ = 90o Os valores obtidos para os iacutendices de avaliaccedilatildeo
da qualidade e os paracircmetros de rede encontram-se na tabela 4
Tabela 4 Valores de Rwp e 1205362 obtidos nos refinamentos realizados durante o processo de moagem
mecacircnica para o Bi3Ni
Com os resultados obtidos nos refinamentos determinou-se as contribuiccedilotildees em
porcentagem de cada fase em funccedilatildeo do tempo de moagem Verifica-se que apoacutes a primeira
hora de moagem natildeo se identifica no difratograma a presenccedila de Ni entretanto a fase de Bi3Ni
continua nucleando indicando que ainda existe niacutequel disponiacutevel para a formaccedilatildeo desta fase
Pode-se conceber algumas hipoacuteteses para este fato A primeira refere-se agrave sensibilidade do
equipamento de DRX que natildeo identifica precisamente elementos com fraccedilatildeo de fase menor
que 10 Outa hipoacutetese provaacutevel pode ser atribuiacutea a uma adesatildeo do niacutequel nas paredes do jarro
de moagem ou nas esferas de accedilo tendo em vista sua ductilidade
Na Figura 28 foi plotado a fraccedilatildeo de cada uma das fases presentes no processo de
moagem em funccedilatildeo do tempo Fica evidente que apoacutes a primeira hora a fraccedilatildeo de fase do niacutequel
eacute zero mas continua ocorrendo a nucleaccedilatildeo do Bi3Ni que estabiliza em 13 horas
TEMPO DE MOAGEM RWP 1205362 PARAcircMETROS DE REDE DO BI3NI
a (Å) b (Å) c (Å) Volume (Å3)
4 HORAS 77 139 8890(9) 4102(1) 11502(1) 41949(6)
7 HORAS 70 137 8891(3) 4106(1) 11500(1) 41986(9)
10 HORAS 71 131 8888(1) 4104(8) 11495(1) 41939(5)
13 HORAS 65 124 8893(5) 4104(3) 11507(1) 42003(2)
16 HORAS 64 124 8888(7) 4102(9) 11499(9) 41940(1)
19 HORAS 63 123 8894(1) 4105(1) 11506(5) 42012(3)
48
Figura 28 Fraccedilatildeo das fases de Ni Bi e Bi3Ni em funccedilatildeo do tempo de moagem
Utilizando-se a equaccedilatildeo 7 com os dados obtidos no refinamento pelo MR calculou-se
o tamanho meacutedio dos cristalitos de Bi3Ni em funccedilatildeo do tempo de moagem Na Figura 29
apresenta-se em forma de um graacutefico os valores obtidos Observamos que entre a quarta e a
seacutetima hora haacute um aumento aproximado de 14 no tamanho meacutedio do cristalito pode-se
atribuir esse aumento a uma possiacutevel deformaccedilatildeo plaacutestica da amostra acarretando num
acreacutescimo da aacuterea de superfiacutecie o que aumentaria progressivamente a probabilidade de
soldagem a frio dessas partiacuteculas gerando assim um aumento do tamanho meacutedio do cristalito
Entre a seacutetima e a deacutecima hora de moagem ocorre uma reduccedilatildeo de 26 no tamanho do
cristalito maior valor percentual obtido entre intervalos de moagem Entre a deacutecima sexta e a
deacutecima nona hora haacute uma estabilizaccedilatildeo no processo de reduccedilatildeo do tamanho de cristalito
Obtivemos no final do processo uma reduccedilatildeo total de aproximadamente 59 o que representa
um tamanho meacutedio de cristalito na ordem de 2653 nm
Plota-se na Figura 29 um graacutefico com tamanho meacutedio de cristalito do composto Bi3Ni
em funccedilatildeo do tempo de moagem
0 5 10 15 20
0
20
40
60
80
100
Fra
ccedilao d
e fases (
)
Tempo de moagem ( horas)
Bi
Bi3Ni
Ni
49
Figura 29 Tamanho meacutedio de cristalito de Bi3Ni em funccedilatildeo do tempo de moagem
Natildeo houve formaccedilatildeo de novas fases ou aparentemente quaisquer outras alteraccedilotildees
significativas apoacutes a deacutecima terceira hora de moagem Os uacutenicos efeitos com a continuaccedilatildeo da
moagem foram a melhora da cristalizaccedilatildeo da fase de interesse e o aumento de intensidade do
perfil referente a fase amorfa Poreacutem o processo de moagem totalizou 19 horas a finalidade
deste intervalo apoacutes a estabilizaccedilatildeo de formaccedilatildeo da fase pretendida foi verificar a possibilidade
de oxidaccedilatildeo da amostra que ficou exposta ao ambiente durante a execuccedilatildeo do DRX
Observa-se nos difratogramas da Figura 24 a formaccedilatildeo de uma acentuada elevaccedilatildeo na
linha de base entre a faixa de 2θ que vai de aproximadamente 26deg a 36deg A forma ou perfil
dessa elevaccedilatildeo eacute um forte indicio do aparecimento de uma fase amorfa Para alcanccedilar bom
acordo nos refinamentos Rietveld foram necessaacuterios 20 termos na funccedilatildeo polinomial de
Chebyshev para descrever estas linhas de base (background)
Analisando-se portanto os difratogramas referentes agraves etapas de 10 13 16 e 19 horas
eacute possiacutevel identificar o crescimento dessa fase amorfa conforme mostramos na Figura 30
4 6 8 10 12 14 16 18 20
25
30
35
40
45
50
55
Ta
ma
nh
o m
eacuted
io d
e c
rista
lito
(n
m)
Tempo de moagem (horas)
50
Estas curvas satildeo particularmente interessantes uma vez que podemos avaliar as
distacircncias R entre os primeiros vizinhos da fase desordenada aplicando a equaccedilatildeo de Ehrenfest
que pode ser expressa como [56]
2Rsen(θ) = 123λ (14)
O maacuteximo destas curvas correspondem a 2θ ~29o o que nos leva a distacircncias aproximada
de 38 Aring Esta distacircncia natildeo fere nenhum viacutenculo de distancias entre os atamos para
Ni-Ni~248 Aring Ni-Bi~ 278 Aring Bi-Bi~308 Aring Bi-O~214 Aring
Figura 30 Comparaccedilatildeo das funccedilotildees de background para a amostra moiacuteda por 10 13 16 e 19 horas
Com objetivo de avaliar com mais detalhes a estrutura nanocristalina e amorfa
realizamos medidas de difraccedilatildeo com configuraccedilotildees que produzissem uma maior qualidade nos
dados obtidos utilizamos uma cacircmara com baixo vaacutecuo e aumentamos o tempo de aquisiccedilatildeo
dos dados
A Figura 31 mostra o padratildeo obtido para a amostra final moiacuteda por 19 horas
Destacamos a evidente fase amorfa que se forma
10 20 30 40 50 60 70 80
19 horas
16 horas
13 horas
10 horas
Inte
nsid
ade (
u a)
2 (graus)
51
Figura 31 Formaccedilatildeo da fase amorfa na amostra de Bi3Ni apoacutes 19 horas de moagem
Comparando o padratildeo de DRX obtido para amostra moiacuteda por 19 horas com o
difratograma padratildeo de Bi3Ni (cartatildeo nuacutemero 391336 do ICSD) pode-se constatar a
equivalecircncia dos picos conforme apresentada Figura 32
Com os difratogramas de maior resoluccedilatildeo verificamos a presenccedila embora em uma
pequena fraccedilatildeo de Bi (ICSD no 64703) Assim como uma ligeira sugestatildeo da existecircncia de
Bi2O3 (ICSD no 41764) vislumbra-se essa fase em virtude da possiacutevel oxidaccedilatildeo da amostra
devido as sucessivas aberturas do jarro de moagem para realizaccedilatildeo do DRX entretanto
diferentemente do que se percebe para o bismuto natildeo haacute nenhum pico referente ao oxido de
bismuto
Na posiccedilatildeo de 2θ~27o existe um pico caracteriacutestico do Bi2O3 entretanto mesmo com a
melhor resoluccedilatildeo do DRX natildeo eacute possiacutevel distinguir claramente a fase do oxido de bismuto
assim durante o processo de refinamento pelo MR natildeo foi adicionada a fase relativa ao oxido
O refinamento pelo meacutetodo de Rietveld referente a amostra moiacuteda por 19h encontra-se
na Figura 33 percebe-se a boa concordacircncia obtida para a fase de interesse Bi3Ni e a fase
20 30 40 50 60 70 80
Bi
Inte
nsid
ade (
u a)
2 (graus)
Bi
20 25 30 35 40 45
52
amorfa O asterisco indicando o pico principal do Bi salienta que essa fase por contribuir
modestamente em um difratograma tatildeo complexo natildeo eacute bem ajustada
Figura 32 Difratograma da amostra moiacuteda 19h em conjunto com os CIFs de o Bi3Ni Bi e Bi2O3
Figura 33 Difratograma da amostra moiacuteda 19h e refinada por meacutetodo de Rietveld partindo dos CIFs
do Bi3Ni Bi
20 30 40 50 60 70 80
19 horas
Bi3Ni
Bi
Bi2O
3
In
tensid
ade (
u a)
2 (graus)
25 30 35 40
20 30 40 50 60 70 80
Experimental (19h)
Calculado
Residual
Inte
nsid
ade (
u a)
2 (graus)
20 25 30 35 40 45 50
53
Os trabalhos cientiacuteficos que versam sobre a produccedilatildeo e a caracterizaccedilatildeo do composto
Bi3Ni descrevem que a siacutentese pode ser realizada por vaacuterios mecanismos normalmente as
metodologias mais usadas para obtenccedilatildeo envolvem os processos em meio quiacutemico a
eletrodeposiccedilatildeo e a solidificaccedilatildeo raacutepida Em alguns casos utilizou-se longos processos teacutermicos
que envolvem a permanecircncia da amostra num forno de resistecircncia a 1100 degC durante 3 dias
[13] ou processos de sinterizaccedilatildeo com recozimento a vaacutecuo a temperatura de 1000 degC por 24
horas [15] Relata-se tambeacutem que conforme ocorreu neste trabalho algumas amostras
apresentam pequenos traccedilos de Bi em sua composiccedilatildeo final [13]
Dessa forma o primeiro desafio desse trabalho foi produzir uma fase uacutenica de Bi3Ni por
meio da moagem mecacircnica entretanto verificou-se no resultado obtido no DRX e no
refinamento pelo MR que a fase de Bi3Ni embora apresente uma fraccedilatildeo de 999 ainda possui
leves traccedilos do pico mais intenso de bismuto (indicado por um asterisco na Figura 33) Uma
proposta futura seria portanto acrescentar uma pequena quantidade de Ni para interagir com
esse Bi remanescente
42 Medidas de DRX in situ
Com o objetivo de estudar a estabilidade teacutermica e acompanhar a evoluccedilatildeo estrutural da
amostra em funccedilatildeo da temperatura foram realizadas medidas de DRX in situ conforme
descrito nos procedimentos experimentais A Figura 34 apresenta os quatro difratogramas
obtidos
A temperatura de 25 oC observa-se uma fase uacutenica do composto Bi3Ni (com jaacute
mencionado anteriormente a amostra possui uma leve indicaccedilatildeo da presenccedila de bismuto) que
possui estrutura ortorrocircmbica e grupo espacial Pnma eacute a mesma apresentada na Figura 32
A medida que aumentamos a temperatura conforme descrito na seccedilatildeo 3 Figura 21
inicia-se uma transformaccedilatildeo do composto inicial para o crescimento da fase tetragonal de Bi2O3
(ICSD no 41764) e da fase precursora de Bi Essa alteraccedilatildeo na composiccedilatildeo da amostra ocorre
em virtude da degradaccedilatildeo da fase Bi3Ni que conforme eleva-se a temperatura tem sua fraccedilatildeo
diminuiacuteda conforme verifica-se na Figura 36 Embora as medidas in situ terem sido feitas em
baixo vaacutecuo natildeo foi impedido o crescimento do Bi2O3
54
Na Figura 34 encontram-se plotados os DRX referentes as medidas realizadas em 25o
250o 300o e 350 oC as curvas foram deslocadas verticalmente para melhor comparaccedilatildeo
Figura 34 Padratildeo observado nos DRX da amostra submetida a aquecimento
A temperatura de 250 oC temos a ocorrecircncia de trecircs fases Bi3Ni Bi2O3 e Bi
O refinamento estrutural pelo meacutetodo de Rietveld estaacute mostrado na Figura 35 Mesmo tratando-
se de uma amostra com um elevado nuacutemeros de pico aleacutem da presenccedila de uma fase amorfa o
acordo entre o experimental e o calculado eacute notaacutevel Os valores dos iacutendices de avaliaccedilatildeo da
qualidade do refinamento referentes as quatro medidas realizadas encontram-se na tabela 5
20 30 40 50 60 70 80
350 0C
300 0C
250 0C
Inte
nsid
ade (
ua
)
2 (graus)
25 0C
55
Figura 35 Padratildeo obtidos no refinamento pelo MR para amostra aquecida a 250 0C
Tabela 5 Valores de Chi2 e de Rwp obtidos nos refinamentos realizados durante o processo de
aquecimento
A temperatura de 300 oC comeccedila a formaccedilatildeo da uma nova fase cubica de grupo espacial
I23 o Bi12NiO19 em detrimento da diminuiccedilatildeo da fase de Bi3Ni Aleacutem do aumento da fraccedilatildeo
da fase de Bi2O3
Temperatura de realizaccedilatildeo da medida Rwp 1205362
25 0C 69 23
250 0C 83 18
300 0C 98 26
350 0C 99 25
10 20 30 40 50 60 70 80
Inte
nsid
ade (
ua
)
2 (graus)
Experimental
Calculado
Residual
250 0C
25 30 35 40
56
O uacuteltimo DRX foi realizado a 350 oC a principal alteraccedilatildeo dessa medida refere-se ao
fato da inexistecircncia de picos referentes agrave fase Bi3Ni A fase majoritaacuteria torna-se agora a fase
referente ao Bi e a fase Bi12NiO19 (indexado na base de dados PDF2 mas natildeo na base de dados
ICSD) permanece estaacutevel isto eacute sem alteraccedilotildees significativas em sua fraccedilatildeo O fato de estarem
presentes picos referentes ao Bi mesmo apoacutes termos ultrapassado a temperatura de fusatildeo pode
ser explicado levando-se em consideraccedilatildeo a baixa condutividade teacutermica do bismuto aliado ao
excesso de defeitos produzidos na moagem assim natildeo obteve-se a fusatildeo do elemento
Utilizamos os dados obtidos nos refinamentos para plotar o graacutefico exposto na Figura
36 onde eacute possiacutevel observar a fraccedilatildeo de cada fase em funccedilatildeo da temperatura de execuccedilatildeo do
DRX Percebe-se a raacutepida decomposiccedilatildeo da fase de Bi3Ni que entre 250 oC e 350 oC apresenta
uma reduccedilatildeo percentual de aproximadamente 88 concomitantemente ao crescimento
percentual da fase de Bi
Figura 36 Fraccedilotildees de fase em funccedilatildeo da temperatura de realizaccedilatildeo do DRX in situ
O DRX realizado na amostra a 350 oC eacute mostrado na Figura 37 em conjunto aos CIFs
das fases constituintes Para a fase Bi12NiO19 natildeo foi encontrado o CIF no banco de dados do
Inorganic Crystal Structure Database (ICSD) Para refinar utilizando o meacutetodo de Rietveld
partimos do protoacutetipo estrutural de Bi26-x Mx O40-y (M = Mg Al Co Ni) O CIF desta fase
25 75 125 175 225 275 325 375
0
20
40
60
80
100
Fra
ccedilao d
e F
ases (
)
Temperatura (0C)
Bi3Ni
Bi2O
3
Bi
Bi12
NiO19
57
resultante estaacute mostrado em vermelho na Figura 37 e uma representaccedilatildeo da ceacutelula unitaacuteria na
Figura 38 os aacutetomos de oxigecircnio estatildeo representados na cor vermelha e o niacutequel em verde
Figura 37 Padratildeo observado no DRX da amostra em 350 oC em comparaccedilatildeo com o CIF das fases
constituintes
Figura 38 Projeccedilatildeo do eixo a e em perspectiva do Bi12NiO19
10 20 30 40 50 60 70 80
Inte
nsid
ade (
ua
)
2(graus)
350 graus
Bi2O
3
Bi
Bi12
NiO19
20 25 30 35 40 45 50 55
58
O refinamento estrutural utilizando estas fases estaacute mostrado na Figura 39 e os valores
referentes aos paracircmetros de rede obtidos para o refinamento da fase Bi12NiO19 constam na
tabela 6
Figura 39 Padratildeo obtidos no refinamento pelo MR para amostra aquecida a 350 0C
Tabela 6 Paracircmetros da ceacutelula unitaacuteria da estrutura Bi12NiO19
A Figura 40 conteacutem as fotografias retiradas do forno do difratocircmetro antes e apoacutes a
realizaccedilatildeo da medida Eacute possiacutevel verificar que a amostra devido a dilataccedilatildeo volumeacutetrica e a
fusatildeo do bismuto transborda o porta amostra
Paracircmetros de Rede a = b=c=10258(8) Aring
Acircngulos α = β = γ = 900
Volume da ceacutelula 107966(2) Aring3
Grupo de simetria Cuacutebico
Grupo espacial I23
10 20 30 40 50 60 70 80
Inte
nsid
ade (
ua
)
2 (graus)
Calculado
Experimental
Residual
350 0C
20 25 30 35 40 45
59
Figura 40 Fotografia do forno do DRX antes a apoacutes a realizaccedilatildeo das medidas
43 Calorimetria Diferencial de Varredura (DSC)
Com a finalidade de estudar e melhor entender a evoluccedilatildeo estrutural da amostra
observada nas medidas in situ realizou-se medidas DSC conforme descrito nos procedimentos
experimentais a temperatura final foi de 550 oC
Na Figura 41 mostramos as medidas DSC feitas em diferentes taxas de aquecimento
realizadas na amostra moiacuteda por 19 horas Em todas as 4 medidas vemos comportamentos
exoteacutermicos e endoteacutermicos Os picos endoteacutermicos ocorreram a uma temperatura aproximada
de 270 0C temperatura essa equivalente ao ponto de fusatildeo do bismuto e foram atribuiacutedos a
fusatildeo do Bi ocorrida em duas etapas
Comparando-se os resultados obtidos nas medidas in situ onde observamos a nucleaccedilatildeo
de uma nova fase a partir da temperatura de 250 oC com os resultados obtidos no DSC podemos
concluir que o pico exoteacutermico presente no termograma corresponde agrave nucleaccedilatildeo da fase de
Bi2O3
Com a finalidade de calcular a energia de ativaccedilatildeo (Ea) necessaacuteria para promover essa
nucleaccedilatildeo aplicamos a metodologia proposta por Kissinger [2] Conforme indicado na Figura
41 as 4 medidas foram feitas com taxas de aquecimento de 25 5 10 e 20 oCmin
60
A Figura 42 mostra em detalhes a Figura 41 onde vemos os valores das temperaturas
de pico de cristalizaccedilatildeo (Tc) e as referidas taxas de aquecimento (120591) Como era esperado a
medida que a taxa de aquecimento aumenta a temperatura de pico tambem aumenta
Figura 41 Termograma DSC plotados em conjunto para os diferentes fluxos de calor
Figura 42 Espectros DSC com as temperaturas de pico e suas respectivas taxas de aquecimento
100 150 200 250 300 350 400 450 500 550
250Cmin
50Cmin
100Cmin
fluxo d
e c
alo
r (u
a)
Temperatura (0C)
200Cmin
exo
230 235 240 245 250 255 260 265 270 275 280 285
250Cmin
50Cmin
100Cmin
fluxo d
e c
alo
r (u
a )
Temperatura (0C)
242 0C
252 0C
266 0C
278 0C
200Cmin
exo
61
Com os dados fornecidos na Figura 42 pode-se calcular a energia de ativaccedilatildeo referente
a nucleaccedilatildeo da fase de Bi2O3 Plotando-se um graacutefico linear de ln(120591
1198791198882) versus
1
119879119888 onde o
coeficiente angular eacute (minus119864119886
119877) obteacutem-se a energia de ativaccedilatildeo A Figura 43 apresenta a
linearizaccedilatildeo da equaccedilatildeo 16 de onde se obteacutem a energia de ativaccedilatildeo do processo de nucleaccedilatildeo
do Bi2O3
Figura 43 Graacutefico linear do ln(120591
1198791198882) versus
1
119879119888
Logo considerando as relaccedilotildees anteriormente definidas eacute possiacutevel calcular a energia de
ativaccedilatildeo uma vez que m = (minus119864119886
119877) e R = 831 jmol K Desse modo a energia de ativaccedilatildeo
necessaacuteria para promover a nucleaccedilatildeo da fase Bi2O3 eacute de 12465 kJmol
A metodologia proposta permitiria tambeacutem calcular a energia de ativaccedilatildeo necessaacuteria
para cristalizar a fase amorfa as medidas de DSC foram planejadas ateacute a temperatura de
550 oC devido a limitaccedilotildees do equipamento poreacutem como fica evidente na Figura 41 natildeo se
observa nenhum pico exoteacutermico apoacutes os 350 oC que se possa estar associado a cristalizaccedilatildeo da
fase amorfa O pico exoteacutermico existente como jaacute mencionado ocorreu a uma temperatura que
variou de 242 0C agrave 278 0C e refere-se agrave nucleaccedilatildeo de fase
182 184 186 188 190 192 194
-115
-110
-105
-100
-95
ln (
T2 c)
1Tc (10
-3 k
-1)
62
44 Tratamento teacutermico
Apoacutes a realizaccedilatildeo das medidas de DRX in situ e das medidas de DSC a fase amorfa
ainda se encontrava presente assim foi realizado um tratamento teacutermico com a finalidade de
promover a cristalizaccedilatildeo da fase amorfa presente
O tratamento teacutermico foi realizado a uma taxa constante de 10 0Cmim ateacute a temperatura
de 800 0C com a atmosfera protegida por gaacutes argocircnio Na Figura 44 apresenta-se o difratograma
da amostra realizado apoacutes o do tratamento teacutermico vemos no detalhe que a acentuada elevaccedilatildeo
na linha de base entre a faixa de 2θ que vai de aproximadamente 26deg agrave 36deg e que corresponde
a fase amorfa desapareceu completamente
Figura 44 Difratograma da amostra apoacutes tratamento teacutermico
Para a amostra tratada termicamente foram identificadas trecircs fases similar ao observado
nas medias in situ a 350 oC foram identificadas a fase cuacutebica Bi12NiO19 a fase tetragonal de
Bi2O3 (ICSD no 41764) e a fase romboeacutedrica de Bismuto (ICSD no 64703) Na Figura 45
apresentamos o padratildeo observado plotado juntamente com o CIF das 3 fases identificadas
10 20 30 40 50 60 70 80
Inte
nsid
ad
e (
ua
)
2 (graus)
Pos Tratamento Teacutermico
20 25 30 35 40 45 50 55 60
63
Figura 45 Difratograma da amostra apoacutes tratamento teacutermico em conjunto com os CIFs de Bi Bi2O3 e
Bi12NiO19
Pode-se verificar no padratildeo do difratograma da Figura 45 que pelo formato da linha de
base obtida ocorreu a cristalizaccedilatildeo da fase amorfa e as fases identificadas correspondem aos
picos presentes no DRX da amostra
O refinamento realizado pelo MR confirmou a identificaccedilatildeo das fases contidas na
amostra no sentido da exata correspondecircncia entre os picos obtidos nos padrotildees calculados e
observados As fraccedilotildees das fases da amostra que sofreu tratamento teacutermico em comparaccedilatildeo com
as fraccedilotildees obtidas no DRX in situ estatildeo apresentados na tabela 7
Tabela 7 Fraccedilotildees das fases apoacutes tratamento teacutermico e DRX in situ a 350 oC
Fraccedilatildeo das fases Tratamento Teacutermico DRX in situ a 350 oC
Bi12NiO19 90 137
Bi2O3 89 20
Bi 11 663
10 20 30 40 50 60 70 80
Inte
nsid
ade (
ua
)
2 (graus)
Observado
Bi
Bi2O
3
Bi12
NiO19
25 30 35 40 45 50 55
64
O aumento da temperatura propicia a nucleaccedilatildeo das fases de Bi2O3 e Bi12NiO19 em
detrimento da diminuiccedilatildeo da fase Bi3Ni
O refinamento pelo meacutetodo de Rietveld para amostra que sofreu tratamento teacutermico
apresentou uma boa concordacircncia para os perfis calculado e experimental Nesse refinamento
foi utilizado o CIF modificado de Bi12NiO19 Na Figura 46 temos o padratildeo experimental e o
calculado obtidos no refinamento pelo MR
Figura 46 Padratildeo observado e experimental refinado pelo MR para amostra tratada termicamente
Compara-se na Figura 47 os difratogramas obtidos para amostra tratada termicamente e
para o DRX in situ a temperatura de 350 oC eacute possiacutevel identificar a correspondecircncia entre os
picos entretanto eacute notaacutevel a diferenccedila na linha de base do difratograma referente ao DRX in
situ contra o DRX da amostra submetida a tratamento teacutermico Pode-se concluir que para
ocorrer a cristalizaccedilatildeo da fase amorfa eacute necessaacuterio que a temperatura do tratamento teacutermico seja
superior a 550 0C
10 20 30 40 50 60 70 80
Inte
nsid
ade (
ua
)
2 (graus)
Calculado
Experimental
Residual
Pos Tratamento Teacutermico
65
Outro fenocircmeno perceptiacutevel eacute o deslocamento em 2θ da posiccedilatildeo dos picos O
difratograma da amostra que foi ao forno do DRX tem a posiccedilatildeo dos seus picos deslocados para
direita em comparaccedilatildeo ao observado no CIF do Bi12NiO19 e no DRX da amostra que passou
por tratamento teacutermico Podemos associar esse deslocamento a contraccedilatildeo do volume da ceacutelula
unitaacuteria Considerando o valor padratildeo do volume do composto Bi12NiO19 constante na tabela
5 ocorreu uma reduccedilatildeo de volume de aproximadamente 155 para amostra tratada
termicamente e uma variaccedilatildeo positiva de 005 para amostra do DRX in situ Na Figura 47
plotamos juntos os difratogramas da amostra tratada termicamente da amostra que realizou a
medida in situ a 350 0C e o CIF do Bi12NiO19
Figura 47 Difratogramas das amostras apoacutes tratamento teacutermico e DRX in situ em conjunto com o
CIF do Bi12NiO19
O tratamento teacutermico realizado produziu o resultado esperado cristalizando a fase
amorfa As fases presentes na amostra apoacutes a realizaccedilatildeo do tratamento estatildeo em conformidade
agraves encontradas nas medidas de DRX in situ
20 30 40 50 60 70 80
Bi
Inte
nsid
ade (
u a)
2 (graus)
Bi
20 25 30 35 40 45
66
5 CONCLUSAtildeO
A sintetizaccedilatildeo do composto nanoestruturado de Bi3Ni foi realizado de modo eficiente
apoacutes 13 horas de moagem mecacircnica
As medidas de difraccedilatildeo de Raio X possibilitaram acompanhar a evoluccedilatildeo estrutural e a
nucleaccedilatildeo da fase de Bi3Ni O refinamento realizado pelo Meacutetodo de Rietveld proporcionou a
quantificaccedilatildeo dos paracircmetros cristalograacuteficos tais como paracircmetros de rede volume da ceacutelula
unitaacuteria fraccedilatildeo das fases presentes e tamanho de cristalito Os fatores de qualidade e
convergecircncia alcanccedilaram valores satisfatoacuterios correspondendo a exata simulaccedilatildeo do padratildeo
observado
A anaacutelise teacutermica realizada por meio das medidas de DRX in situ permitiu o estudo da
estabilidade teacutermica e o acompanhamento da evoluccedilatildeo estrutural da amostra em funccedilatildeo da
temperatura Foi possiacutevel identificar duas novas fases presentes o Bi2O3 e Bi12NiO19 nucleadas
agraves custas da fase de Bi3Ni Na temperatura de 350 oC a amostra eacute composta das fases Bi12NiO19
Bi2O3 e Bi
As medidas de DSC realizadas ateacute a temperatura de 550 oC e com quatro diferentes
taxas de aquecimento foram utilizadas para se calcular com o uso da equaccedilatildeo de Kissinger a
energia de ativaccedilatildeo (Ea) necessaacuteria para promover a nucleaccedilatildeo do composto Bi12NiO19 que eacute de
12465 kJmol
O tratamento teacutermico no forno ateacute 800 oC promoveu o relaxamento dos defeitos e
tensotildees causadas durante a moagem mecacircnica e a cristalizaccedilatildeo da fase amorfa natildeo sendo mais
possiacutevel identificar no DRX realizado o perfil referente a essa fase Identificou-se novamente a
fase Bi12NiO19 aleacutem da ocorrecircncia das fases de Bi2O3 e Bi jaacute identificadas nas medidas de
DRX in situ confirmando a consistecircncia dos resultados obtidos por dois ensaios diferentes
Pocircde-se verificar o mesmo fenocircmeno em todos os ensaios que envolveram o
aquecimento da amostra Ao aquecer-se o Bi3Ni ocorre um processo de oxidaccedilatildeo que resulta
na formaccedilatildeo da fase de Bi2O3 e a fase de Bi12NiO19 todas associadas ao consumo de Bi da fase
Bi3Ni
Para realizaccedilatildeo de estudos futuros com o intuito de se obter a fase uacutenica de Bi3Ni
pode-se alterar ligeiramente as massas dos produtos com a adiccedilatildeo de um pouco de niacutequel
67
Pode-se melhorar o controle das condiccedilotildees de realizaccedilatildeo dos tratamentos teacutermicos com o
intuito de se evitar a oxidaccedilatildeo A realizaccedilatildeo de medidas de DSC ateacute a temperatura de 800 0C
poderaacute revelar picos exoteacutermicos e propiciar condiccedilotildees para se calcular a energia necessaacuteria
para promover a cristalizaccedilatildeo da fase amorfa
68
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[49] STEPHENS PW Phenomenological model of anisotropic peak broadening in powder
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[50] SOUZA S M et al Pressure-induced polymorphism in nanostructured SnSe J Appl
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[51] BORGES Z V Caracterizaccedilatildeo estrutural teacutermica e oacuteptica da liga nanoestruturada
SnSe2 produzida por mechanical alloying 68f Dissertaccedilatildeo (Ciecircncia e Engenharia de
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mecacircnica 71f Dissertaccedilatildeo (Mestrado em Fiacutesica) Universidade Federal do Amazonas UFAM
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[54] GSAS - Profile Terms Disponiacutevel em httpswiki-extapsanlgovug11bmindexphp
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[57] SAAL J E et al Materials Design and Discovery with High-Throughput Density
Functional Theory The Open Quantum Materials Database (OQMD) JOM n65 p1501-
1509 2013
33
Tabela 3 Correlaccedilotildees e definiccedilotildees para as variaacuteveis envolvidas no refinamento pelo MR no EXPGUI
PARAcircMETRO CORRELACcedilAtildeO NO MODELO REFINADO
GV e GW Definem a largura da gaussiana relacionada ao alargamento instrumental
GU Define a largura da gaussiana relacionada agrave micro deformaccedilatildeo da rede
GP Define a largura da gaussiana relacionada ao tamanho de cristalito
LX Define a largura da lorentziana relacionada ao tamanho de cristalito
PTEC Avalia a anisotropia do tamanho de cristalito relacionada ao alargamento de
Lorentz
SHKL Define a micro deformaccedilatildeo da rede relacionada ao alargamento de Lorentz Seu
nuacutemero de termos depende da simetria de Laue
TRNS Descreve a profundidade de penetraccedilatildeo dos raios X em uma amostra
SHFT Determina o deslocamento em 2θ devido agrave posiccedilatildeo da amostra no porta amostra
SFEC Avalia a anisotropia quando haacute falhas de empilhamento da rede
ETA Eacute o termo de mistura entre as contribuiccedilotildees de Gauss e de Lorentz
SL e HL Satildeo termos de assimetria relacionados agrave divergecircncia axial
25 Calorimetria Diferencial de Varredura
A calorimetria diferencial de varredura (Differential Scanning Calorimetry- DSC) eacute um
meacutetodo de medida bem estabelecido e usado numa ampla escala em diferentes aacutereas de
pesquisa Com as medidas de DSC eacute possiacutevel investigar a evoluccedilatildeo teacutermica dos materiais e
tambeacutem avaliar grandezas como pureza capacidade teacutermica calor de transiccedilatildeo transiccedilotildees
viacutetreas relaxaccedilatildeo teacutermica [2]
O sistema DSC consiste na detecccedilatildeo de um sinal eleacutetrico gerado pela diferenccedila de
temperatura entre o material de referecircncia cujo comportamento com a temperatura eacute conhecido
e o material que estaacute sendo investigado (amostra) O DSC eacute um meacutetodo calorimeacutetrico no qual
satildeo medidas diferenccedilas de energia A Figura 14 ilustra a configuraccedilatildeo de um DSC
34
Figura 14 Ilustraccedilatildeo da configuraccedilatildeo de um DSC
As curvas construiacutedas com os dados DSC permitem identificar substacircncias construir
diagramas de fase aleacutem de determinar a fraccedilatildeo de cristalinidade dos materiais A amostra natildeo
inerte pode sofrer periodicamente fenocircmenos de absorccedilatildeo ou geraccedilatildeo de calor em funccedilatildeo do
tempo temperatura e posiccedilatildeo do meio Entre os processos de absorccedilatildeo de calor (endoteacutermicos)
pode-se destacar a fusatildeo a sublimaccedilatildeo a adsorccedilatildeo e entre os processos de geraccedilatildeo de calor
(exoteacutermicos) destacam-se a cristalizaccedilatildeo e a desorccedilatildeo
De acordo com o fenocircmeno ocorrido com a amostra no interior do equipamento a curva
gerada poderaacute apresentar picos endoteacutermicos ou exoteacutermicos a associaccedilatildeo dos dados com um
diagrama de fases um DRX ou outra teacutecnica poderaacute ser necessaacuterio para se extrair informaccedilotildees
consistentes A Figura 15 ilustra as possiacuteveis configuraccedilotildees encontradas em uma curva tiacutepica
de DSC
Figura 15 Representaccedilatildeo graacutefica dos padrotildees geneacutericos de picos apresentados no DSC
35
Dentre os possiacuteveis fenocircmenos apresentados por uma amostra em um DSC pode-se
obter picos exoteacutermicos ou endoteacutermicos Pode-se calcular a energia de ativaccedilatildeo (Ea) necessaacuteria
para promover a cristalizaccedilatildeo ou a nucleaccedilatildeo de uma fase Para tanto eacute necessaacuterio conhecer
valores de temperaturas de pico de cristalizaccedilatildeo (Tc) medidas para diferentes taxas de
aquecimento constantes (τ) e aplicar esses valores na equaccedilatildeo de Kissinger mostrada abaixo
[2]
119897119899 (τ
1198791198882) = minus
119864119886
119877119879119888+ 119888 (12)
onde R = 831 Jmol K eacute a constante molar dos gases e c eacute uma constante arbitraria
36
3 PROCEDIMENTOS EXPERIMENTAIS
31 Produccedilatildeo da Amostra
Para produccedilatildeo da amostra de Bi3Ni utilizou-se a formula AxBy onde x + y =100 e as
relaccedilotildees abaixo descritas as quais permitem encontrar os valores em fraccedilatildeo da massa de cada
componente
119872119879119900119905119886119897 = (119909
119909+119910) 119872119860 + (
119910
119909+119910) 119872119861
119876119860 = (119909
119909+119910)
119872119860
119872119879119874119879119860119871 e (13)
119876119861 = (119910
119909 + 119910)
119872119861
119872119879119874119879119860119871
onde MTotal = massa total a ser pesada MA = massa do elemento A (constante na Tabela
Perioacutedica) MB = massa do elemento B (constante na Tabela Perioacutedica) QA = fraccedilatildeo da massa
do elemento A a ser pesada e QB = fraccedilatildeo da massa do elemento B a ser pesada
Considerando-se as relaccedilotildees acima a amostra composta pelos elementos quiacutemicos
Niacutequel (Ni) e Bismuto (Bi) foi produzida com a massa total de 3 gramas sendo 026 gramas
de Ni (Alfa Aesar com 9995 de pureza e com tamanho de partiacutecula de minus100 mesh) e 274
gramas de Bi (Alfa Aesar com 9995 de pureza e com tamanho de partiacutecula de minus100 mesh)
Para pesagem foi utilizada a balanccedila eletrocircnica de alta precisatildeo (001mg) SHIMADZU modelo
(AUW220D)
32 Siacutentese Mecacircnica
Apoacutes a preparaccedilatildeo da amostra iniciou-se a fase da moagem mecacircnica Para tal utilizou-
se o moinho High Energy Ball Mill Emax da Retsch pertencente ao Laboratoacuterio de Siacutentese e
Caracterizaccedilatildeo de Nanomateriais (LSCN) do IFAM O moinho Emax combina vantagens de
diversos tipos de moinho tais como impacto de alta frequecircncia (moinho oscilante) atrito
37
intenso (moinho oscilante de discos) e movimentos rotativos controlados do vaso de moagem
(moinho de bolas planetaacuterio) o que proporciona um oacutetimo desempenho [55]
Na Figura 16 satildeo mostradas as imagens do moinho na imagem agrave esquerda observa-se a posiccedilatildeo
de fixaccedilatildeo dos dois jarros de moagem
Figura 16 Moinho High Energy Ball Mill Emax
Os suportes de cada vaso satildeo afixados sobre dois discos que giram no mesmo sentido
movendo assim os vasos por uma trajetoacuteria circular sem que estes modifiquem sua orientaccedilatildeo
A accedilatildeo combinada da geometria dos vasos e da mecacircnica do movimento gera um forte atrito
entre as bolas a amostra e as paredes do vaso bem como uma elevada aceleraccedilatildeo que lanccedila as
bolas com forte impacto contra a amostra junto agraves paredes do vaso Disso resulta uma melhor
mistura das partiacuteculas e uma menor granulometria final [55]
O moinho possui um sistema de resfriamento por aacutegua permitindo que a elevada
aplicaccedilatildeo de energia possa ser aproveitada com eficiecircncia no processo de moagem sem que a
amostra se superaqueccedila
A amostra foi colocada no jarro de moagem juntamente com 3 esferas de accedilo inoxidaacutevel
com massa total de 2092 g resultando numa BPR aproximada de 71 O jarro de moagem foi
levado a glove box onde foi realizado o vaacutecuo do ambiente com a posterior injeccedilatildeo de gaacutes
Argocircnio e a selagem do vaso de moagem Esse procedimento teve como objetivo evitar uma
possiacutevel oxidaccedilatildeo da amostra durante a moagem mecacircnica
38
Na Figura 17 eacute possiacutevel visualizar o jarro de moagem em dois momentos sendo o
primeiro entes do fechamento com as esferas e a amostra e posteriormente durante o processo
de fechamento dentro da glove box
Figura 17 Preparaccedilatildeo e selagem do vaso de moagem
O primeiro processo de moagem da mistura foi realizado durante uma hora Apoacutes esse
tempo o jarro foi aberto e feito uma Difraccedilatildeo de Raios X (DRX) da amostra Seguiu-se entatildeo
para selagem do vaso de moagem e preparaccedilatildeo para novo ciclo de moagem O intervalo de
moagem passou a ser de 3 horas sendo realizado em trecircs etapas de 1 hora entre cada etapa
houve um intervalo de 5 minutos para resfriamento da amostra realizadas sem abertura do jarro
de moagem
No procedimento foi utilizada a rotaccedilatildeo de 1000 rpm a temperatura do vaso variou de
27 degC agrave 39 degC no final da moagem Apoacutes as 3 horas de moagem o vaso foi aberto e realizou-se
um DRX da amostra Esse processo se repetiu por seis vezes tendo gerado intervalos de tempo
de1h 4hs 7hs 10hs 13hs 16hs e 19hs de moagem
O fim da moagem foi estabelecido com base na anaacutelise dos difratogramas da amostra e
da constataccedilatildeo de equiliacutebrio na evoluccedilatildeo ou formaccedilatildeo de novas fases
39
33 Difraccedilatildeo de Raios X
As medidas de DRX foram realizadas no Laboratoacuterio de Materiais (LabMat) da UFAM
utilizando um Difratocircmetro de Raio-X modelo Empyrean da PANalytical com radiaccedilatildeo CuKα1
de 1 5406 Aring e se dividiram em duas etapas
A primeira etapa foi realizada com os intervalos de 1h 4hs 7hs 10hs 13hs 16hs e 19
horas e teve como finalidade acompanhar a evoluccedilatildeo estrutural da amostra e confirmar a
formaccedilatildeo da fase uacutenica de Bi3Ni
A Figura 18 apresenta o porta amostra em duas etapas distintas a primeira com a
amostra sendo preparada adequadamente e na segunda pronta para a realizaccedilatildeo do DRX
Figura 18 Preparaccedilatildeo da amostra para realizaccedilatildeo de DRX
Os difratogramas experimentais gerados foram submetidos agrave identificaccedilatildeo das fases
cristalinas atraveacutes de comparaccedilotildees com padrotildees difratomeacutetricos disponibilizados no banco de
dados do Inorganic Crystal Structure Database ndash ICSD
Na Figura 19 apresenta-se o goniocircmetro difratocircmetro de raio-X modelo Empyrean da
PANalytical
40
Figura 19 Difratocircmetro de Raio-X modelo Empyrean da PANalytical
Os padrotildees usados de DRX foram os seguintes
Faixa de acircngulo 10 ndash 100deg
Velocidade de escaneamento 1deg min
Tempo aproximado de realizaccedilatildeo do difratograma 45 min
Tubo de raio-X de cobre (Cu)
Voltagem 40 kV
Corrente 30 mA
Divergecircncia de fenda 10 (deg)
Dispersatildeo de fenda 10 (deg)
A segunda etapa das medidas de DRX foi realizada com uso do forno e medidas in situ
tendo sido realizadas com a amostra moiacuteda por 19 horas nas temperaturas de 250 2500 3000 e
350 0C essas medidas tiveram a finalidade de acompanhar o comportamento estrutural em
funccedilatildeo da temperatura e estudar a estabilidade teacutermica da amostra Detalhes do forno estatildeo
ilustrados nas Figuras 20
41
Figura 20 Preparaccedilatildeo da amostra e porta amostra no forno do DRX
A primeira mediccedilatildeo foi realizada a temperatura de 25 oC seguindo-se de um
aquecimento a taxa de 10 oCmin ateacute atingir a temperatura de 250 oC apoacutes atingir a temperatura
procedeu-se uma execuccedilatildeo de uma isoteacutermica por 10 minutos antes da mediccedilatildeo in situ de DRX
O procedimento foi repetido para as temperaturas de 300 oC e 350 oC conforme pode-se
observar na rampa de aquecimento da Figura 21
Figura 21 Rampa de aquecimento para medidas in situ de DRX
34 Refinamento pelo Meacutetodo de Rietveld
Para realizaccedilatildeo dos refinamentos pelo MR desta dissertaccedilatildeo utilizou-se o programa
GSAS (General Structure Analysis System) e o EXPGUI [4748]
42
Para se descrever o formato dos picos de DRX utilizou-se a funccedilatildeo perfil pseudo-Voigt
de Thompson-Cox-Hasting modificada funccedilatildeo de perfil CW 4 no pacote GSAS que considera
o modelo anisotroacutepico de Stephens e efeitos de textura [4950]
Para o coeficiente de mistura (η) que determina as contribuiccedilotildees do alargamento
gaussiano (η = 0) e Lorentziano (η = 1) nas equaccedilotildees 5 e 6 foi utilizado neste trabalho o valor
de η = 075
Os coeficientes de alargamento instrumental V e W constantes na equaccedilatildeo 5 foram
previamente obtidos a partir do DRX de uma amostra padratildeo bem cristalizada e mantidos fixos
no refinamento dos dados experimentais
Para o caacutelculo do tamanho meacutedio de cristalito com o uso da equaccedilatildeo 7 utilizou-se o
valor de K = 091 e 120582=0154056 nm
O GSAS dispotildee de 8 tipos de funccedilotildees de background neste trabalho utilizou-se a funccedilatildeo
polinomial de Chebyshev o nuacutemero de termos variou tendo sido utilizados 20 termos na funccedilatildeo
polinomial para refinamentos com a presenccedila da fase amorfa e 6 termos apoacutes a cristalizaccedilatildeo da
fase amorfa
Para iniacutecio do refinamento no programa EXPGUI foi utilizado o diagrama de blocos da
Figura 12 e para o refinamento dos paracircmetros as correlaccedilotildees da tabela 3
35 Tratamento Teacutermico
Foi realizado um tratamento teacutermico na amostra moiacuteda por 19 horas com a finalidade
de promover o relaxamento dos defeitos e tensotildees causados durante a moagem mecacircnica e a
cristalizaccedilatildeo da fase amorfa presente A partir da temperatura ambiente 25 oC iniciou-se o
aquecimento a uma taxa de 10 oCmin A temperatura final foi de 800 oC seguindo-se do
desligamento do forno que se manteve fechado ateacute que a temperatura da amostra atingisse
25 oC Em seguida a amostra foi retirada do forno e foi realizado um DRX Utilizou-se um forno
tubular com tubo de quartzo e uma atmosfera com fluxo constante de gaacutes argocircnio ilustrado
na Figura 22
43
Figura 22 Forno utilizado para realizar o tratamento teacutermico
36 Calorimetria Diferencial de Varredura (DSC)
As medidas de DSC foram realizadas na amostra moiacuteda por 19 horas em uma ceacutelula
Netzsch modelo DSC 3500 Sirius pertencente ao Laboratoacuterio de Termo ciecircncias da UFAM
Para realizaccedilatildeo das medidas utilizou-se um fluxo de proteccedilatildeo de N2 a 50 mlmin com
temperatura inicial de 25 oC e temperatura final de 550 oC
Foram realizadas quatro medidas com as taxas de transferecircncia de calor de 25 oCmin
5 oCmin 10 oCmin e 20 oCmin Foram utilizados cadinhos (porta amostra) de alumiacutenio e a
massa meacutedia de 22 mg de amostra foi utilizada nos quatro experimentos
Na Figura 23 eacute mostrada a ceacutelula Netzsch modelo DSC 3500 Sirius onde foram
realizadas as medidas e os cadinhos sendo dois fechados e um com a amostra visiacutevel
Figura 23 Equipamento utilizado para realizar o DSC
44
4 RESULTADOS E DISCUSSOtildeES
41 Evoluccedilatildeo estrutural
A Figura 24 mostra a evoluccedilatildeo estrutural durante o processo de siacutentese conforme
descrito nos procedimentos experimentais Qualitativamente podemos ver nesta figura uma
modificaccedilatildeo gradativa dos padrotildees de difraccedilatildeo O pico mais intenso da amostra moiacuteda por 1
hora corresponde ao plano (1 0 -2) do Bi precursor
Acompanhando o comportamento deste plano em especiacutefico constata-se que entre a
primeira e a quarta hora o mesmo sofre apenas uma ligeira diminuiccedilatildeo Concomitantemente
com este decreacutescimo emergem pequenos novos picos em 2θ aproximadamente entre 28 e 35o
Com 7 horas de moagem os novos picos satildeo evidentes e foram identificados junto agrave base de
dados do ICSD como a estrutura desejada Bi3Ni grupo espacial Pnma (cartatildeo nuacutemero 391336)
Em 13 horas de moagem o pico do Bi atinge seu miacutenimo e segue estaacutevel ateacute 19 h de moagem
Dada a observaccedilatildeo da estabilizaccedilatildeo estrutural o processo foi interrompido Uma anaacutelise mais
detalhada dos difratogramas seraacute mostrada e discutida na sequecircncia
Figura 24 Padratildeo de difraccedilatildeo observado para amostra e Bi3Ni durante todo intervalo de moagem
10 20 30 40 50 60 70 80
19h
16h
1h
10h
1h
7h
4h
2(graus)
1h
13h
Inte
nsid
ade (
ua
)
45
Na Figura 25 mostramos a indexaccedilatildeo das fases na primeira hora de moagem onde foi
verificada o iniacutecio da nucleaccedilatildeo do Bi3Ni Tambeacutem eacute possiacutevel observar os picos do elemento
precursor minoritaacuterio no caso o Niacutequel (cartatildeo ICSD 64703)
Figura 25 Difratograma obtido apoacutes a primeira hora de moagem
Seguindo o processo de moagem conforme descrito nos procedimentos experimentais
a amostra foi moiacuteda por mais 3 horas totalizando 4 horas de moagem os difratogramas obtidos
satildeo apresentados nas Figuras 26 e 27 Nesta etapa jaacute natildeo eacute mais possiacutevel identificar a presenccedila
dos picos referentes ao niacutequel dessa forma somente satildeo observados os picos do bismuto e do
Bi3Ni Poreacutem como verificamos na Figura 24 a nucleaccedilatildeo da liga Bi3Ni continua ocorrendo
sistematicamente
Na Figura 26 mostramos uma comparaccedilatildeo do difratograma padratildeo de Bi3Ni (cartatildeo
nuacutemero 391336 do ICSD) com o difratograma da amostra moiacuteda por 4 horas plotados em
conjunto para destacar a nucleaccedilatildeo da fase de Bi3Ni
Na Figura 27 apresenta-se o resultado do refinamento pelo meacutetodo de Rietveld para as
4 horas de moagem Eacute possiacutevel verificar um bom acordo entre o padratildeo de DRX da amostra e
o padratildeo refinado por MR Os fatores de qualidade podem ser verificados na tabela 4 Neste
refinamento obtivemos uma fraccedilatildeo de fase equivalente a 67 de Bi e 33 de Bi3Ni
46
Figura 26 Difratograma da amostra moiacuteda durante 4 horas (curva com ruiacutedo) e o padratildeo idealizado
do Bi3Ni calculado a partir do arquivo CIF (cartatildeo ICSD no 391336)
Figura 27 Padratildeo observado no DRX (4horas) calculado e residual obtidos no refinamento pelo MR
10 20 30 40 50 60 70 80
23 24 25 26 27 28 29 30 31 32 33
Inte
nsid
ade (
ua
)
2(graus)
4 horas
CIF Bi3Ni
10 20 30 40 50 60 70 80
Experimental
Calculado
Residual
Inte
nsid
ade (
u a)
2 (graus)
4 horas
25 30 35 40 45
47
Em todas as etapas do processo de moagem foram obtidos refinamentos com iacutendices de
qualidade muito semelhantes Natildeo houve alteraccedilatildeo nos acircngulos da ceacutelula unitaacuteria do composto
de Bi3Ni que permanecerem com α= β= λ = 90o Os valores obtidos para os iacutendices de avaliaccedilatildeo
da qualidade e os paracircmetros de rede encontram-se na tabela 4
Tabela 4 Valores de Rwp e 1205362 obtidos nos refinamentos realizados durante o processo de moagem
mecacircnica para o Bi3Ni
Com os resultados obtidos nos refinamentos determinou-se as contribuiccedilotildees em
porcentagem de cada fase em funccedilatildeo do tempo de moagem Verifica-se que apoacutes a primeira
hora de moagem natildeo se identifica no difratograma a presenccedila de Ni entretanto a fase de Bi3Ni
continua nucleando indicando que ainda existe niacutequel disponiacutevel para a formaccedilatildeo desta fase
Pode-se conceber algumas hipoacuteteses para este fato A primeira refere-se agrave sensibilidade do
equipamento de DRX que natildeo identifica precisamente elementos com fraccedilatildeo de fase menor
que 10 Outa hipoacutetese provaacutevel pode ser atribuiacutea a uma adesatildeo do niacutequel nas paredes do jarro
de moagem ou nas esferas de accedilo tendo em vista sua ductilidade
Na Figura 28 foi plotado a fraccedilatildeo de cada uma das fases presentes no processo de
moagem em funccedilatildeo do tempo Fica evidente que apoacutes a primeira hora a fraccedilatildeo de fase do niacutequel
eacute zero mas continua ocorrendo a nucleaccedilatildeo do Bi3Ni que estabiliza em 13 horas
TEMPO DE MOAGEM RWP 1205362 PARAcircMETROS DE REDE DO BI3NI
a (Å) b (Å) c (Å) Volume (Å3)
4 HORAS 77 139 8890(9) 4102(1) 11502(1) 41949(6)
7 HORAS 70 137 8891(3) 4106(1) 11500(1) 41986(9)
10 HORAS 71 131 8888(1) 4104(8) 11495(1) 41939(5)
13 HORAS 65 124 8893(5) 4104(3) 11507(1) 42003(2)
16 HORAS 64 124 8888(7) 4102(9) 11499(9) 41940(1)
19 HORAS 63 123 8894(1) 4105(1) 11506(5) 42012(3)
48
Figura 28 Fraccedilatildeo das fases de Ni Bi e Bi3Ni em funccedilatildeo do tempo de moagem
Utilizando-se a equaccedilatildeo 7 com os dados obtidos no refinamento pelo MR calculou-se
o tamanho meacutedio dos cristalitos de Bi3Ni em funccedilatildeo do tempo de moagem Na Figura 29
apresenta-se em forma de um graacutefico os valores obtidos Observamos que entre a quarta e a
seacutetima hora haacute um aumento aproximado de 14 no tamanho meacutedio do cristalito pode-se
atribuir esse aumento a uma possiacutevel deformaccedilatildeo plaacutestica da amostra acarretando num
acreacutescimo da aacuterea de superfiacutecie o que aumentaria progressivamente a probabilidade de
soldagem a frio dessas partiacuteculas gerando assim um aumento do tamanho meacutedio do cristalito
Entre a seacutetima e a deacutecima hora de moagem ocorre uma reduccedilatildeo de 26 no tamanho do
cristalito maior valor percentual obtido entre intervalos de moagem Entre a deacutecima sexta e a
deacutecima nona hora haacute uma estabilizaccedilatildeo no processo de reduccedilatildeo do tamanho de cristalito
Obtivemos no final do processo uma reduccedilatildeo total de aproximadamente 59 o que representa
um tamanho meacutedio de cristalito na ordem de 2653 nm
Plota-se na Figura 29 um graacutefico com tamanho meacutedio de cristalito do composto Bi3Ni
em funccedilatildeo do tempo de moagem
0 5 10 15 20
0
20
40
60
80
100
Fra
ccedilao d
e fases (
)
Tempo de moagem ( horas)
Bi
Bi3Ni
Ni
49
Figura 29 Tamanho meacutedio de cristalito de Bi3Ni em funccedilatildeo do tempo de moagem
Natildeo houve formaccedilatildeo de novas fases ou aparentemente quaisquer outras alteraccedilotildees
significativas apoacutes a deacutecima terceira hora de moagem Os uacutenicos efeitos com a continuaccedilatildeo da
moagem foram a melhora da cristalizaccedilatildeo da fase de interesse e o aumento de intensidade do
perfil referente a fase amorfa Poreacutem o processo de moagem totalizou 19 horas a finalidade
deste intervalo apoacutes a estabilizaccedilatildeo de formaccedilatildeo da fase pretendida foi verificar a possibilidade
de oxidaccedilatildeo da amostra que ficou exposta ao ambiente durante a execuccedilatildeo do DRX
Observa-se nos difratogramas da Figura 24 a formaccedilatildeo de uma acentuada elevaccedilatildeo na
linha de base entre a faixa de 2θ que vai de aproximadamente 26deg a 36deg A forma ou perfil
dessa elevaccedilatildeo eacute um forte indicio do aparecimento de uma fase amorfa Para alcanccedilar bom
acordo nos refinamentos Rietveld foram necessaacuterios 20 termos na funccedilatildeo polinomial de
Chebyshev para descrever estas linhas de base (background)
Analisando-se portanto os difratogramas referentes agraves etapas de 10 13 16 e 19 horas
eacute possiacutevel identificar o crescimento dessa fase amorfa conforme mostramos na Figura 30
4 6 8 10 12 14 16 18 20
25
30
35
40
45
50
55
Ta
ma
nh
o m
eacuted
io d
e c
rista
lito
(n
m)
Tempo de moagem (horas)
50
Estas curvas satildeo particularmente interessantes uma vez que podemos avaliar as
distacircncias R entre os primeiros vizinhos da fase desordenada aplicando a equaccedilatildeo de Ehrenfest
que pode ser expressa como [56]
2Rsen(θ) = 123λ (14)
O maacuteximo destas curvas correspondem a 2θ ~29o o que nos leva a distacircncias aproximada
de 38 Aring Esta distacircncia natildeo fere nenhum viacutenculo de distancias entre os atamos para
Ni-Ni~248 Aring Ni-Bi~ 278 Aring Bi-Bi~308 Aring Bi-O~214 Aring
Figura 30 Comparaccedilatildeo das funccedilotildees de background para a amostra moiacuteda por 10 13 16 e 19 horas
Com objetivo de avaliar com mais detalhes a estrutura nanocristalina e amorfa
realizamos medidas de difraccedilatildeo com configuraccedilotildees que produzissem uma maior qualidade nos
dados obtidos utilizamos uma cacircmara com baixo vaacutecuo e aumentamos o tempo de aquisiccedilatildeo
dos dados
A Figura 31 mostra o padratildeo obtido para a amostra final moiacuteda por 19 horas
Destacamos a evidente fase amorfa que se forma
10 20 30 40 50 60 70 80
19 horas
16 horas
13 horas
10 horas
Inte
nsid
ade (
u a)
2 (graus)
51
Figura 31 Formaccedilatildeo da fase amorfa na amostra de Bi3Ni apoacutes 19 horas de moagem
Comparando o padratildeo de DRX obtido para amostra moiacuteda por 19 horas com o
difratograma padratildeo de Bi3Ni (cartatildeo nuacutemero 391336 do ICSD) pode-se constatar a
equivalecircncia dos picos conforme apresentada Figura 32
Com os difratogramas de maior resoluccedilatildeo verificamos a presenccedila embora em uma
pequena fraccedilatildeo de Bi (ICSD no 64703) Assim como uma ligeira sugestatildeo da existecircncia de
Bi2O3 (ICSD no 41764) vislumbra-se essa fase em virtude da possiacutevel oxidaccedilatildeo da amostra
devido as sucessivas aberturas do jarro de moagem para realizaccedilatildeo do DRX entretanto
diferentemente do que se percebe para o bismuto natildeo haacute nenhum pico referente ao oxido de
bismuto
Na posiccedilatildeo de 2θ~27o existe um pico caracteriacutestico do Bi2O3 entretanto mesmo com a
melhor resoluccedilatildeo do DRX natildeo eacute possiacutevel distinguir claramente a fase do oxido de bismuto
assim durante o processo de refinamento pelo MR natildeo foi adicionada a fase relativa ao oxido
O refinamento pelo meacutetodo de Rietveld referente a amostra moiacuteda por 19h encontra-se
na Figura 33 percebe-se a boa concordacircncia obtida para a fase de interesse Bi3Ni e a fase
20 30 40 50 60 70 80
Bi
Inte
nsid
ade (
u a)
2 (graus)
Bi
20 25 30 35 40 45
52
amorfa O asterisco indicando o pico principal do Bi salienta que essa fase por contribuir
modestamente em um difratograma tatildeo complexo natildeo eacute bem ajustada
Figura 32 Difratograma da amostra moiacuteda 19h em conjunto com os CIFs de o Bi3Ni Bi e Bi2O3
Figura 33 Difratograma da amostra moiacuteda 19h e refinada por meacutetodo de Rietveld partindo dos CIFs
do Bi3Ni Bi
20 30 40 50 60 70 80
19 horas
Bi3Ni
Bi
Bi2O
3
In
tensid
ade (
u a)
2 (graus)
25 30 35 40
20 30 40 50 60 70 80
Experimental (19h)
Calculado
Residual
Inte
nsid
ade (
u a)
2 (graus)
20 25 30 35 40 45 50
53
Os trabalhos cientiacuteficos que versam sobre a produccedilatildeo e a caracterizaccedilatildeo do composto
Bi3Ni descrevem que a siacutentese pode ser realizada por vaacuterios mecanismos normalmente as
metodologias mais usadas para obtenccedilatildeo envolvem os processos em meio quiacutemico a
eletrodeposiccedilatildeo e a solidificaccedilatildeo raacutepida Em alguns casos utilizou-se longos processos teacutermicos
que envolvem a permanecircncia da amostra num forno de resistecircncia a 1100 degC durante 3 dias
[13] ou processos de sinterizaccedilatildeo com recozimento a vaacutecuo a temperatura de 1000 degC por 24
horas [15] Relata-se tambeacutem que conforme ocorreu neste trabalho algumas amostras
apresentam pequenos traccedilos de Bi em sua composiccedilatildeo final [13]
Dessa forma o primeiro desafio desse trabalho foi produzir uma fase uacutenica de Bi3Ni por
meio da moagem mecacircnica entretanto verificou-se no resultado obtido no DRX e no
refinamento pelo MR que a fase de Bi3Ni embora apresente uma fraccedilatildeo de 999 ainda possui
leves traccedilos do pico mais intenso de bismuto (indicado por um asterisco na Figura 33) Uma
proposta futura seria portanto acrescentar uma pequena quantidade de Ni para interagir com
esse Bi remanescente
42 Medidas de DRX in situ
Com o objetivo de estudar a estabilidade teacutermica e acompanhar a evoluccedilatildeo estrutural da
amostra em funccedilatildeo da temperatura foram realizadas medidas de DRX in situ conforme
descrito nos procedimentos experimentais A Figura 34 apresenta os quatro difratogramas
obtidos
A temperatura de 25 oC observa-se uma fase uacutenica do composto Bi3Ni (com jaacute
mencionado anteriormente a amostra possui uma leve indicaccedilatildeo da presenccedila de bismuto) que
possui estrutura ortorrocircmbica e grupo espacial Pnma eacute a mesma apresentada na Figura 32
A medida que aumentamos a temperatura conforme descrito na seccedilatildeo 3 Figura 21
inicia-se uma transformaccedilatildeo do composto inicial para o crescimento da fase tetragonal de Bi2O3
(ICSD no 41764) e da fase precursora de Bi Essa alteraccedilatildeo na composiccedilatildeo da amostra ocorre
em virtude da degradaccedilatildeo da fase Bi3Ni que conforme eleva-se a temperatura tem sua fraccedilatildeo
diminuiacuteda conforme verifica-se na Figura 36 Embora as medidas in situ terem sido feitas em
baixo vaacutecuo natildeo foi impedido o crescimento do Bi2O3
54
Na Figura 34 encontram-se plotados os DRX referentes as medidas realizadas em 25o
250o 300o e 350 oC as curvas foram deslocadas verticalmente para melhor comparaccedilatildeo
Figura 34 Padratildeo observado nos DRX da amostra submetida a aquecimento
A temperatura de 250 oC temos a ocorrecircncia de trecircs fases Bi3Ni Bi2O3 e Bi
O refinamento estrutural pelo meacutetodo de Rietveld estaacute mostrado na Figura 35 Mesmo tratando-
se de uma amostra com um elevado nuacutemeros de pico aleacutem da presenccedila de uma fase amorfa o
acordo entre o experimental e o calculado eacute notaacutevel Os valores dos iacutendices de avaliaccedilatildeo da
qualidade do refinamento referentes as quatro medidas realizadas encontram-se na tabela 5
20 30 40 50 60 70 80
350 0C
300 0C
250 0C
Inte
nsid
ade (
ua
)
2 (graus)
25 0C
55
Figura 35 Padratildeo obtidos no refinamento pelo MR para amostra aquecida a 250 0C
Tabela 5 Valores de Chi2 e de Rwp obtidos nos refinamentos realizados durante o processo de
aquecimento
A temperatura de 300 oC comeccedila a formaccedilatildeo da uma nova fase cubica de grupo espacial
I23 o Bi12NiO19 em detrimento da diminuiccedilatildeo da fase de Bi3Ni Aleacutem do aumento da fraccedilatildeo
da fase de Bi2O3
Temperatura de realizaccedilatildeo da medida Rwp 1205362
25 0C 69 23
250 0C 83 18
300 0C 98 26
350 0C 99 25
10 20 30 40 50 60 70 80
Inte
nsid
ade (
ua
)
2 (graus)
Experimental
Calculado
Residual
250 0C
25 30 35 40
56
O uacuteltimo DRX foi realizado a 350 oC a principal alteraccedilatildeo dessa medida refere-se ao
fato da inexistecircncia de picos referentes agrave fase Bi3Ni A fase majoritaacuteria torna-se agora a fase
referente ao Bi e a fase Bi12NiO19 (indexado na base de dados PDF2 mas natildeo na base de dados
ICSD) permanece estaacutevel isto eacute sem alteraccedilotildees significativas em sua fraccedilatildeo O fato de estarem
presentes picos referentes ao Bi mesmo apoacutes termos ultrapassado a temperatura de fusatildeo pode
ser explicado levando-se em consideraccedilatildeo a baixa condutividade teacutermica do bismuto aliado ao
excesso de defeitos produzidos na moagem assim natildeo obteve-se a fusatildeo do elemento
Utilizamos os dados obtidos nos refinamentos para plotar o graacutefico exposto na Figura
36 onde eacute possiacutevel observar a fraccedilatildeo de cada fase em funccedilatildeo da temperatura de execuccedilatildeo do
DRX Percebe-se a raacutepida decomposiccedilatildeo da fase de Bi3Ni que entre 250 oC e 350 oC apresenta
uma reduccedilatildeo percentual de aproximadamente 88 concomitantemente ao crescimento
percentual da fase de Bi
Figura 36 Fraccedilotildees de fase em funccedilatildeo da temperatura de realizaccedilatildeo do DRX in situ
O DRX realizado na amostra a 350 oC eacute mostrado na Figura 37 em conjunto aos CIFs
das fases constituintes Para a fase Bi12NiO19 natildeo foi encontrado o CIF no banco de dados do
Inorganic Crystal Structure Database (ICSD) Para refinar utilizando o meacutetodo de Rietveld
partimos do protoacutetipo estrutural de Bi26-x Mx O40-y (M = Mg Al Co Ni) O CIF desta fase
25 75 125 175 225 275 325 375
0
20
40
60
80
100
Fra
ccedilao d
e F
ases (
)
Temperatura (0C)
Bi3Ni
Bi2O
3
Bi
Bi12
NiO19
57
resultante estaacute mostrado em vermelho na Figura 37 e uma representaccedilatildeo da ceacutelula unitaacuteria na
Figura 38 os aacutetomos de oxigecircnio estatildeo representados na cor vermelha e o niacutequel em verde
Figura 37 Padratildeo observado no DRX da amostra em 350 oC em comparaccedilatildeo com o CIF das fases
constituintes
Figura 38 Projeccedilatildeo do eixo a e em perspectiva do Bi12NiO19
10 20 30 40 50 60 70 80
Inte
nsid
ade (
ua
)
2(graus)
350 graus
Bi2O
3
Bi
Bi12
NiO19
20 25 30 35 40 45 50 55
58
O refinamento estrutural utilizando estas fases estaacute mostrado na Figura 39 e os valores
referentes aos paracircmetros de rede obtidos para o refinamento da fase Bi12NiO19 constam na
tabela 6
Figura 39 Padratildeo obtidos no refinamento pelo MR para amostra aquecida a 350 0C
Tabela 6 Paracircmetros da ceacutelula unitaacuteria da estrutura Bi12NiO19
A Figura 40 conteacutem as fotografias retiradas do forno do difratocircmetro antes e apoacutes a
realizaccedilatildeo da medida Eacute possiacutevel verificar que a amostra devido a dilataccedilatildeo volumeacutetrica e a
fusatildeo do bismuto transborda o porta amostra
Paracircmetros de Rede a = b=c=10258(8) Aring
Acircngulos α = β = γ = 900
Volume da ceacutelula 107966(2) Aring3
Grupo de simetria Cuacutebico
Grupo espacial I23
10 20 30 40 50 60 70 80
Inte
nsid
ade (
ua
)
2 (graus)
Calculado
Experimental
Residual
350 0C
20 25 30 35 40 45
59
Figura 40 Fotografia do forno do DRX antes a apoacutes a realizaccedilatildeo das medidas
43 Calorimetria Diferencial de Varredura (DSC)
Com a finalidade de estudar e melhor entender a evoluccedilatildeo estrutural da amostra
observada nas medidas in situ realizou-se medidas DSC conforme descrito nos procedimentos
experimentais a temperatura final foi de 550 oC
Na Figura 41 mostramos as medidas DSC feitas em diferentes taxas de aquecimento
realizadas na amostra moiacuteda por 19 horas Em todas as 4 medidas vemos comportamentos
exoteacutermicos e endoteacutermicos Os picos endoteacutermicos ocorreram a uma temperatura aproximada
de 270 0C temperatura essa equivalente ao ponto de fusatildeo do bismuto e foram atribuiacutedos a
fusatildeo do Bi ocorrida em duas etapas
Comparando-se os resultados obtidos nas medidas in situ onde observamos a nucleaccedilatildeo
de uma nova fase a partir da temperatura de 250 oC com os resultados obtidos no DSC podemos
concluir que o pico exoteacutermico presente no termograma corresponde agrave nucleaccedilatildeo da fase de
Bi2O3
Com a finalidade de calcular a energia de ativaccedilatildeo (Ea) necessaacuteria para promover essa
nucleaccedilatildeo aplicamos a metodologia proposta por Kissinger [2] Conforme indicado na Figura
41 as 4 medidas foram feitas com taxas de aquecimento de 25 5 10 e 20 oCmin
60
A Figura 42 mostra em detalhes a Figura 41 onde vemos os valores das temperaturas
de pico de cristalizaccedilatildeo (Tc) e as referidas taxas de aquecimento (120591) Como era esperado a
medida que a taxa de aquecimento aumenta a temperatura de pico tambem aumenta
Figura 41 Termograma DSC plotados em conjunto para os diferentes fluxos de calor
Figura 42 Espectros DSC com as temperaturas de pico e suas respectivas taxas de aquecimento
100 150 200 250 300 350 400 450 500 550
250Cmin
50Cmin
100Cmin
fluxo d
e c
alo
r (u
a)
Temperatura (0C)
200Cmin
exo
230 235 240 245 250 255 260 265 270 275 280 285
250Cmin
50Cmin
100Cmin
fluxo d
e c
alo
r (u
a )
Temperatura (0C)
242 0C
252 0C
266 0C
278 0C
200Cmin
exo
61
Com os dados fornecidos na Figura 42 pode-se calcular a energia de ativaccedilatildeo referente
a nucleaccedilatildeo da fase de Bi2O3 Plotando-se um graacutefico linear de ln(120591
1198791198882) versus
1
119879119888 onde o
coeficiente angular eacute (minus119864119886
119877) obteacutem-se a energia de ativaccedilatildeo A Figura 43 apresenta a
linearizaccedilatildeo da equaccedilatildeo 16 de onde se obteacutem a energia de ativaccedilatildeo do processo de nucleaccedilatildeo
do Bi2O3
Figura 43 Graacutefico linear do ln(120591
1198791198882) versus
1
119879119888
Logo considerando as relaccedilotildees anteriormente definidas eacute possiacutevel calcular a energia de
ativaccedilatildeo uma vez que m = (minus119864119886
119877) e R = 831 jmol K Desse modo a energia de ativaccedilatildeo
necessaacuteria para promover a nucleaccedilatildeo da fase Bi2O3 eacute de 12465 kJmol
A metodologia proposta permitiria tambeacutem calcular a energia de ativaccedilatildeo necessaacuteria
para cristalizar a fase amorfa as medidas de DSC foram planejadas ateacute a temperatura de
550 oC devido a limitaccedilotildees do equipamento poreacutem como fica evidente na Figura 41 natildeo se
observa nenhum pico exoteacutermico apoacutes os 350 oC que se possa estar associado a cristalizaccedilatildeo da
fase amorfa O pico exoteacutermico existente como jaacute mencionado ocorreu a uma temperatura que
variou de 242 0C agrave 278 0C e refere-se agrave nucleaccedilatildeo de fase
182 184 186 188 190 192 194
-115
-110
-105
-100
-95
ln (
T2 c)
1Tc (10
-3 k
-1)
62
44 Tratamento teacutermico
Apoacutes a realizaccedilatildeo das medidas de DRX in situ e das medidas de DSC a fase amorfa
ainda se encontrava presente assim foi realizado um tratamento teacutermico com a finalidade de
promover a cristalizaccedilatildeo da fase amorfa presente
O tratamento teacutermico foi realizado a uma taxa constante de 10 0Cmim ateacute a temperatura
de 800 0C com a atmosfera protegida por gaacutes argocircnio Na Figura 44 apresenta-se o difratograma
da amostra realizado apoacutes o do tratamento teacutermico vemos no detalhe que a acentuada elevaccedilatildeo
na linha de base entre a faixa de 2θ que vai de aproximadamente 26deg agrave 36deg e que corresponde
a fase amorfa desapareceu completamente
Figura 44 Difratograma da amostra apoacutes tratamento teacutermico
Para a amostra tratada termicamente foram identificadas trecircs fases similar ao observado
nas medias in situ a 350 oC foram identificadas a fase cuacutebica Bi12NiO19 a fase tetragonal de
Bi2O3 (ICSD no 41764) e a fase romboeacutedrica de Bismuto (ICSD no 64703) Na Figura 45
apresentamos o padratildeo observado plotado juntamente com o CIF das 3 fases identificadas
10 20 30 40 50 60 70 80
Inte
nsid
ad
e (
ua
)
2 (graus)
Pos Tratamento Teacutermico
20 25 30 35 40 45 50 55 60
63
Figura 45 Difratograma da amostra apoacutes tratamento teacutermico em conjunto com os CIFs de Bi Bi2O3 e
Bi12NiO19
Pode-se verificar no padratildeo do difratograma da Figura 45 que pelo formato da linha de
base obtida ocorreu a cristalizaccedilatildeo da fase amorfa e as fases identificadas correspondem aos
picos presentes no DRX da amostra
O refinamento realizado pelo MR confirmou a identificaccedilatildeo das fases contidas na
amostra no sentido da exata correspondecircncia entre os picos obtidos nos padrotildees calculados e
observados As fraccedilotildees das fases da amostra que sofreu tratamento teacutermico em comparaccedilatildeo com
as fraccedilotildees obtidas no DRX in situ estatildeo apresentados na tabela 7
Tabela 7 Fraccedilotildees das fases apoacutes tratamento teacutermico e DRX in situ a 350 oC
Fraccedilatildeo das fases Tratamento Teacutermico DRX in situ a 350 oC
Bi12NiO19 90 137
Bi2O3 89 20
Bi 11 663
10 20 30 40 50 60 70 80
Inte
nsid
ade (
ua
)
2 (graus)
Observado
Bi
Bi2O
3
Bi12
NiO19
25 30 35 40 45 50 55
64
O aumento da temperatura propicia a nucleaccedilatildeo das fases de Bi2O3 e Bi12NiO19 em
detrimento da diminuiccedilatildeo da fase Bi3Ni
O refinamento pelo meacutetodo de Rietveld para amostra que sofreu tratamento teacutermico
apresentou uma boa concordacircncia para os perfis calculado e experimental Nesse refinamento
foi utilizado o CIF modificado de Bi12NiO19 Na Figura 46 temos o padratildeo experimental e o
calculado obtidos no refinamento pelo MR
Figura 46 Padratildeo observado e experimental refinado pelo MR para amostra tratada termicamente
Compara-se na Figura 47 os difratogramas obtidos para amostra tratada termicamente e
para o DRX in situ a temperatura de 350 oC eacute possiacutevel identificar a correspondecircncia entre os
picos entretanto eacute notaacutevel a diferenccedila na linha de base do difratograma referente ao DRX in
situ contra o DRX da amostra submetida a tratamento teacutermico Pode-se concluir que para
ocorrer a cristalizaccedilatildeo da fase amorfa eacute necessaacuterio que a temperatura do tratamento teacutermico seja
superior a 550 0C
10 20 30 40 50 60 70 80
Inte
nsid
ade (
ua
)
2 (graus)
Calculado
Experimental
Residual
Pos Tratamento Teacutermico
65
Outro fenocircmeno perceptiacutevel eacute o deslocamento em 2θ da posiccedilatildeo dos picos O
difratograma da amostra que foi ao forno do DRX tem a posiccedilatildeo dos seus picos deslocados para
direita em comparaccedilatildeo ao observado no CIF do Bi12NiO19 e no DRX da amostra que passou
por tratamento teacutermico Podemos associar esse deslocamento a contraccedilatildeo do volume da ceacutelula
unitaacuteria Considerando o valor padratildeo do volume do composto Bi12NiO19 constante na tabela
5 ocorreu uma reduccedilatildeo de volume de aproximadamente 155 para amostra tratada
termicamente e uma variaccedilatildeo positiva de 005 para amostra do DRX in situ Na Figura 47
plotamos juntos os difratogramas da amostra tratada termicamente da amostra que realizou a
medida in situ a 350 0C e o CIF do Bi12NiO19
Figura 47 Difratogramas das amostras apoacutes tratamento teacutermico e DRX in situ em conjunto com o
CIF do Bi12NiO19
O tratamento teacutermico realizado produziu o resultado esperado cristalizando a fase
amorfa As fases presentes na amostra apoacutes a realizaccedilatildeo do tratamento estatildeo em conformidade
agraves encontradas nas medidas de DRX in situ
20 30 40 50 60 70 80
Bi
Inte
nsid
ade (
u a)
2 (graus)
Bi
20 25 30 35 40 45
66
5 CONCLUSAtildeO
A sintetizaccedilatildeo do composto nanoestruturado de Bi3Ni foi realizado de modo eficiente
apoacutes 13 horas de moagem mecacircnica
As medidas de difraccedilatildeo de Raio X possibilitaram acompanhar a evoluccedilatildeo estrutural e a
nucleaccedilatildeo da fase de Bi3Ni O refinamento realizado pelo Meacutetodo de Rietveld proporcionou a
quantificaccedilatildeo dos paracircmetros cristalograacuteficos tais como paracircmetros de rede volume da ceacutelula
unitaacuteria fraccedilatildeo das fases presentes e tamanho de cristalito Os fatores de qualidade e
convergecircncia alcanccedilaram valores satisfatoacuterios correspondendo a exata simulaccedilatildeo do padratildeo
observado
A anaacutelise teacutermica realizada por meio das medidas de DRX in situ permitiu o estudo da
estabilidade teacutermica e o acompanhamento da evoluccedilatildeo estrutural da amostra em funccedilatildeo da
temperatura Foi possiacutevel identificar duas novas fases presentes o Bi2O3 e Bi12NiO19 nucleadas
agraves custas da fase de Bi3Ni Na temperatura de 350 oC a amostra eacute composta das fases Bi12NiO19
Bi2O3 e Bi
As medidas de DSC realizadas ateacute a temperatura de 550 oC e com quatro diferentes
taxas de aquecimento foram utilizadas para se calcular com o uso da equaccedilatildeo de Kissinger a
energia de ativaccedilatildeo (Ea) necessaacuteria para promover a nucleaccedilatildeo do composto Bi12NiO19 que eacute de
12465 kJmol
O tratamento teacutermico no forno ateacute 800 oC promoveu o relaxamento dos defeitos e
tensotildees causadas durante a moagem mecacircnica e a cristalizaccedilatildeo da fase amorfa natildeo sendo mais
possiacutevel identificar no DRX realizado o perfil referente a essa fase Identificou-se novamente a
fase Bi12NiO19 aleacutem da ocorrecircncia das fases de Bi2O3 e Bi jaacute identificadas nas medidas de
DRX in situ confirmando a consistecircncia dos resultados obtidos por dois ensaios diferentes
Pocircde-se verificar o mesmo fenocircmeno em todos os ensaios que envolveram o
aquecimento da amostra Ao aquecer-se o Bi3Ni ocorre um processo de oxidaccedilatildeo que resulta
na formaccedilatildeo da fase de Bi2O3 e a fase de Bi12NiO19 todas associadas ao consumo de Bi da fase
Bi3Ni
Para realizaccedilatildeo de estudos futuros com o intuito de se obter a fase uacutenica de Bi3Ni
pode-se alterar ligeiramente as massas dos produtos com a adiccedilatildeo de um pouco de niacutequel
67
Pode-se melhorar o controle das condiccedilotildees de realizaccedilatildeo dos tratamentos teacutermicos com o
intuito de se evitar a oxidaccedilatildeo A realizaccedilatildeo de medidas de DSC ateacute a temperatura de 800 0C
poderaacute revelar picos exoteacutermicos e propiciar condiccedilotildees para se calcular a energia necessaacuteria
para promover a cristalizaccedilatildeo da fase amorfa
68
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34
Figura 14 Ilustraccedilatildeo da configuraccedilatildeo de um DSC
As curvas construiacutedas com os dados DSC permitem identificar substacircncias construir
diagramas de fase aleacutem de determinar a fraccedilatildeo de cristalinidade dos materiais A amostra natildeo
inerte pode sofrer periodicamente fenocircmenos de absorccedilatildeo ou geraccedilatildeo de calor em funccedilatildeo do
tempo temperatura e posiccedilatildeo do meio Entre os processos de absorccedilatildeo de calor (endoteacutermicos)
pode-se destacar a fusatildeo a sublimaccedilatildeo a adsorccedilatildeo e entre os processos de geraccedilatildeo de calor
(exoteacutermicos) destacam-se a cristalizaccedilatildeo e a desorccedilatildeo
De acordo com o fenocircmeno ocorrido com a amostra no interior do equipamento a curva
gerada poderaacute apresentar picos endoteacutermicos ou exoteacutermicos a associaccedilatildeo dos dados com um
diagrama de fases um DRX ou outra teacutecnica poderaacute ser necessaacuterio para se extrair informaccedilotildees
consistentes A Figura 15 ilustra as possiacuteveis configuraccedilotildees encontradas em uma curva tiacutepica
de DSC
Figura 15 Representaccedilatildeo graacutefica dos padrotildees geneacutericos de picos apresentados no DSC
35
Dentre os possiacuteveis fenocircmenos apresentados por uma amostra em um DSC pode-se
obter picos exoteacutermicos ou endoteacutermicos Pode-se calcular a energia de ativaccedilatildeo (Ea) necessaacuteria
para promover a cristalizaccedilatildeo ou a nucleaccedilatildeo de uma fase Para tanto eacute necessaacuterio conhecer
valores de temperaturas de pico de cristalizaccedilatildeo (Tc) medidas para diferentes taxas de
aquecimento constantes (τ) e aplicar esses valores na equaccedilatildeo de Kissinger mostrada abaixo
[2]
119897119899 (τ
1198791198882) = minus
119864119886
119877119879119888+ 119888 (12)
onde R = 831 Jmol K eacute a constante molar dos gases e c eacute uma constante arbitraria
36
3 PROCEDIMENTOS EXPERIMENTAIS
31 Produccedilatildeo da Amostra
Para produccedilatildeo da amostra de Bi3Ni utilizou-se a formula AxBy onde x + y =100 e as
relaccedilotildees abaixo descritas as quais permitem encontrar os valores em fraccedilatildeo da massa de cada
componente
119872119879119900119905119886119897 = (119909
119909+119910) 119872119860 + (
119910
119909+119910) 119872119861
119876119860 = (119909
119909+119910)
119872119860
119872119879119874119879119860119871 e (13)
119876119861 = (119910
119909 + 119910)
119872119861
119872119879119874119879119860119871
onde MTotal = massa total a ser pesada MA = massa do elemento A (constante na Tabela
Perioacutedica) MB = massa do elemento B (constante na Tabela Perioacutedica) QA = fraccedilatildeo da massa
do elemento A a ser pesada e QB = fraccedilatildeo da massa do elemento B a ser pesada
Considerando-se as relaccedilotildees acima a amostra composta pelos elementos quiacutemicos
Niacutequel (Ni) e Bismuto (Bi) foi produzida com a massa total de 3 gramas sendo 026 gramas
de Ni (Alfa Aesar com 9995 de pureza e com tamanho de partiacutecula de minus100 mesh) e 274
gramas de Bi (Alfa Aesar com 9995 de pureza e com tamanho de partiacutecula de minus100 mesh)
Para pesagem foi utilizada a balanccedila eletrocircnica de alta precisatildeo (001mg) SHIMADZU modelo
(AUW220D)
32 Siacutentese Mecacircnica
Apoacutes a preparaccedilatildeo da amostra iniciou-se a fase da moagem mecacircnica Para tal utilizou-
se o moinho High Energy Ball Mill Emax da Retsch pertencente ao Laboratoacuterio de Siacutentese e
Caracterizaccedilatildeo de Nanomateriais (LSCN) do IFAM O moinho Emax combina vantagens de
diversos tipos de moinho tais como impacto de alta frequecircncia (moinho oscilante) atrito
37
intenso (moinho oscilante de discos) e movimentos rotativos controlados do vaso de moagem
(moinho de bolas planetaacuterio) o que proporciona um oacutetimo desempenho [55]
Na Figura 16 satildeo mostradas as imagens do moinho na imagem agrave esquerda observa-se a posiccedilatildeo
de fixaccedilatildeo dos dois jarros de moagem
Figura 16 Moinho High Energy Ball Mill Emax
Os suportes de cada vaso satildeo afixados sobre dois discos que giram no mesmo sentido
movendo assim os vasos por uma trajetoacuteria circular sem que estes modifiquem sua orientaccedilatildeo
A accedilatildeo combinada da geometria dos vasos e da mecacircnica do movimento gera um forte atrito
entre as bolas a amostra e as paredes do vaso bem como uma elevada aceleraccedilatildeo que lanccedila as
bolas com forte impacto contra a amostra junto agraves paredes do vaso Disso resulta uma melhor
mistura das partiacuteculas e uma menor granulometria final [55]
O moinho possui um sistema de resfriamento por aacutegua permitindo que a elevada
aplicaccedilatildeo de energia possa ser aproveitada com eficiecircncia no processo de moagem sem que a
amostra se superaqueccedila
A amostra foi colocada no jarro de moagem juntamente com 3 esferas de accedilo inoxidaacutevel
com massa total de 2092 g resultando numa BPR aproximada de 71 O jarro de moagem foi
levado a glove box onde foi realizado o vaacutecuo do ambiente com a posterior injeccedilatildeo de gaacutes
Argocircnio e a selagem do vaso de moagem Esse procedimento teve como objetivo evitar uma
possiacutevel oxidaccedilatildeo da amostra durante a moagem mecacircnica
38
Na Figura 17 eacute possiacutevel visualizar o jarro de moagem em dois momentos sendo o
primeiro entes do fechamento com as esferas e a amostra e posteriormente durante o processo
de fechamento dentro da glove box
Figura 17 Preparaccedilatildeo e selagem do vaso de moagem
O primeiro processo de moagem da mistura foi realizado durante uma hora Apoacutes esse
tempo o jarro foi aberto e feito uma Difraccedilatildeo de Raios X (DRX) da amostra Seguiu-se entatildeo
para selagem do vaso de moagem e preparaccedilatildeo para novo ciclo de moagem O intervalo de
moagem passou a ser de 3 horas sendo realizado em trecircs etapas de 1 hora entre cada etapa
houve um intervalo de 5 minutos para resfriamento da amostra realizadas sem abertura do jarro
de moagem
No procedimento foi utilizada a rotaccedilatildeo de 1000 rpm a temperatura do vaso variou de
27 degC agrave 39 degC no final da moagem Apoacutes as 3 horas de moagem o vaso foi aberto e realizou-se
um DRX da amostra Esse processo se repetiu por seis vezes tendo gerado intervalos de tempo
de1h 4hs 7hs 10hs 13hs 16hs e 19hs de moagem
O fim da moagem foi estabelecido com base na anaacutelise dos difratogramas da amostra e
da constataccedilatildeo de equiliacutebrio na evoluccedilatildeo ou formaccedilatildeo de novas fases
39
33 Difraccedilatildeo de Raios X
As medidas de DRX foram realizadas no Laboratoacuterio de Materiais (LabMat) da UFAM
utilizando um Difratocircmetro de Raio-X modelo Empyrean da PANalytical com radiaccedilatildeo CuKα1
de 1 5406 Aring e se dividiram em duas etapas
A primeira etapa foi realizada com os intervalos de 1h 4hs 7hs 10hs 13hs 16hs e 19
horas e teve como finalidade acompanhar a evoluccedilatildeo estrutural da amostra e confirmar a
formaccedilatildeo da fase uacutenica de Bi3Ni
A Figura 18 apresenta o porta amostra em duas etapas distintas a primeira com a
amostra sendo preparada adequadamente e na segunda pronta para a realizaccedilatildeo do DRX
Figura 18 Preparaccedilatildeo da amostra para realizaccedilatildeo de DRX
Os difratogramas experimentais gerados foram submetidos agrave identificaccedilatildeo das fases
cristalinas atraveacutes de comparaccedilotildees com padrotildees difratomeacutetricos disponibilizados no banco de
dados do Inorganic Crystal Structure Database ndash ICSD
Na Figura 19 apresenta-se o goniocircmetro difratocircmetro de raio-X modelo Empyrean da
PANalytical
40
Figura 19 Difratocircmetro de Raio-X modelo Empyrean da PANalytical
Os padrotildees usados de DRX foram os seguintes
Faixa de acircngulo 10 ndash 100deg
Velocidade de escaneamento 1deg min
Tempo aproximado de realizaccedilatildeo do difratograma 45 min
Tubo de raio-X de cobre (Cu)
Voltagem 40 kV
Corrente 30 mA
Divergecircncia de fenda 10 (deg)
Dispersatildeo de fenda 10 (deg)
A segunda etapa das medidas de DRX foi realizada com uso do forno e medidas in situ
tendo sido realizadas com a amostra moiacuteda por 19 horas nas temperaturas de 250 2500 3000 e
350 0C essas medidas tiveram a finalidade de acompanhar o comportamento estrutural em
funccedilatildeo da temperatura e estudar a estabilidade teacutermica da amostra Detalhes do forno estatildeo
ilustrados nas Figuras 20
41
Figura 20 Preparaccedilatildeo da amostra e porta amostra no forno do DRX
A primeira mediccedilatildeo foi realizada a temperatura de 25 oC seguindo-se de um
aquecimento a taxa de 10 oCmin ateacute atingir a temperatura de 250 oC apoacutes atingir a temperatura
procedeu-se uma execuccedilatildeo de uma isoteacutermica por 10 minutos antes da mediccedilatildeo in situ de DRX
O procedimento foi repetido para as temperaturas de 300 oC e 350 oC conforme pode-se
observar na rampa de aquecimento da Figura 21
Figura 21 Rampa de aquecimento para medidas in situ de DRX
34 Refinamento pelo Meacutetodo de Rietveld
Para realizaccedilatildeo dos refinamentos pelo MR desta dissertaccedilatildeo utilizou-se o programa
GSAS (General Structure Analysis System) e o EXPGUI [4748]
42
Para se descrever o formato dos picos de DRX utilizou-se a funccedilatildeo perfil pseudo-Voigt
de Thompson-Cox-Hasting modificada funccedilatildeo de perfil CW 4 no pacote GSAS que considera
o modelo anisotroacutepico de Stephens e efeitos de textura [4950]
Para o coeficiente de mistura (η) que determina as contribuiccedilotildees do alargamento
gaussiano (η = 0) e Lorentziano (η = 1) nas equaccedilotildees 5 e 6 foi utilizado neste trabalho o valor
de η = 075
Os coeficientes de alargamento instrumental V e W constantes na equaccedilatildeo 5 foram
previamente obtidos a partir do DRX de uma amostra padratildeo bem cristalizada e mantidos fixos
no refinamento dos dados experimentais
Para o caacutelculo do tamanho meacutedio de cristalito com o uso da equaccedilatildeo 7 utilizou-se o
valor de K = 091 e 120582=0154056 nm
O GSAS dispotildee de 8 tipos de funccedilotildees de background neste trabalho utilizou-se a funccedilatildeo
polinomial de Chebyshev o nuacutemero de termos variou tendo sido utilizados 20 termos na funccedilatildeo
polinomial para refinamentos com a presenccedila da fase amorfa e 6 termos apoacutes a cristalizaccedilatildeo da
fase amorfa
Para iniacutecio do refinamento no programa EXPGUI foi utilizado o diagrama de blocos da
Figura 12 e para o refinamento dos paracircmetros as correlaccedilotildees da tabela 3
35 Tratamento Teacutermico
Foi realizado um tratamento teacutermico na amostra moiacuteda por 19 horas com a finalidade
de promover o relaxamento dos defeitos e tensotildees causados durante a moagem mecacircnica e a
cristalizaccedilatildeo da fase amorfa presente A partir da temperatura ambiente 25 oC iniciou-se o
aquecimento a uma taxa de 10 oCmin A temperatura final foi de 800 oC seguindo-se do
desligamento do forno que se manteve fechado ateacute que a temperatura da amostra atingisse
25 oC Em seguida a amostra foi retirada do forno e foi realizado um DRX Utilizou-se um forno
tubular com tubo de quartzo e uma atmosfera com fluxo constante de gaacutes argocircnio ilustrado
na Figura 22
43
Figura 22 Forno utilizado para realizar o tratamento teacutermico
36 Calorimetria Diferencial de Varredura (DSC)
As medidas de DSC foram realizadas na amostra moiacuteda por 19 horas em uma ceacutelula
Netzsch modelo DSC 3500 Sirius pertencente ao Laboratoacuterio de Termo ciecircncias da UFAM
Para realizaccedilatildeo das medidas utilizou-se um fluxo de proteccedilatildeo de N2 a 50 mlmin com
temperatura inicial de 25 oC e temperatura final de 550 oC
Foram realizadas quatro medidas com as taxas de transferecircncia de calor de 25 oCmin
5 oCmin 10 oCmin e 20 oCmin Foram utilizados cadinhos (porta amostra) de alumiacutenio e a
massa meacutedia de 22 mg de amostra foi utilizada nos quatro experimentos
Na Figura 23 eacute mostrada a ceacutelula Netzsch modelo DSC 3500 Sirius onde foram
realizadas as medidas e os cadinhos sendo dois fechados e um com a amostra visiacutevel
Figura 23 Equipamento utilizado para realizar o DSC
44
4 RESULTADOS E DISCUSSOtildeES
41 Evoluccedilatildeo estrutural
A Figura 24 mostra a evoluccedilatildeo estrutural durante o processo de siacutentese conforme
descrito nos procedimentos experimentais Qualitativamente podemos ver nesta figura uma
modificaccedilatildeo gradativa dos padrotildees de difraccedilatildeo O pico mais intenso da amostra moiacuteda por 1
hora corresponde ao plano (1 0 -2) do Bi precursor
Acompanhando o comportamento deste plano em especiacutefico constata-se que entre a
primeira e a quarta hora o mesmo sofre apenas uma ligeira diminuiccedilatildeo Concomitantemente
com este decreacutescimo emergem pequenos novos picos em 2θ aproximadamente entre 28 e 35o
Com 7 horas de moagem os novos picos satildeo evidentes e foram identificados junto agrave base de
dados do ICSD como a estrutura desejada Bi3Ni grupo espacial Pnma (cartatildeo nuacutemero 391336)
Em 13 horas de moagem o pico do Bi atinge seu miacutenimo e segue estaacutevel ateacute 19 h de moagem
Dada a observaccedilatildeo da estabilizaccedilatildeo estrutural o processo foi interrompido Uma anaacutelise mais
detalhada dos difratogramas seraacute mostrada e discutida na sequecircncia
Figura 24 Padratildeo de difraccedilatildeo observado para amostra e Bi3Ni durante todo intervalo de moagem
10 20 30 40 50 60 70 80
19h
16h
1h
10h
1h
7h
4h
2(graus)
1h
13h
Inte
nsid
ade (
ua
)
45
Na Figura 25 mostramos a indexaccedilatildeo das fases na primeira hora de moagem onde foi
verificada o iniacutecio da nucleaccedilatildeo do Bi3Ni Tambeacutem eacute possiacutevel observar os picos do elemento
precursor minoritaacuterio no caso o Niacutequel (cartatildeo ICSD 64703)
Figura 25 Difratograma obtido apoacutes a primeira hora de moagem
Seguindo o processo de moagem conforme descrito nos procedimentos experimentais
a amostra foi moiacuteda por mais 3 horas totalizando 4 horas de moagem os difratogramas obtidos
satildeo apresentados nas Figuras 26 e 27 Nesta etapa jaacute natildeo eacute mais possiacutevel identificar a presenccedila
dos picos referentes ao niacutequel dessa forma somente satildeo observados os picos do bismuto e do
Bi3Ni Poreacutem como verificamos na Figura 24 a nucleaccedilatildeo da liga Bi3Ni continua ocorrendo
sistematicamente
Na Figura 26 mostramos uma comparaccedilatildeo do difratograma padratildeo de Bi3Ni (cartatildeo
nuacutemero 391336 do ICSD) com o difratograma da amostra moiacuteda por 4 horas plotados em
conjunto para destacar a nucleaccedilatildeo da fase de Bi3Ni
Na Figura 27 apresenta-se o resultado do refinamento pelo meacutetodo de Rietveld para as
4 horas de moagem Eacute possiacutevel verificar um bom acordo entre o padratildeo de DRX da amostra e
o padratildeo refinado por MR Os fatores de qualidade podem ser verificados na tabela 4 Neste
refinamento obtivemos uma fraccedilatildeo de fase equivalente a 67 de Bi e 33 de Bi3Ni
46
Figura 26 Difratograma da amostra moiacuteda durante 4 horas (curva com ruiacutedo) e o padratildeo idealizado
do Bi3Ni calculado a partir do arquivo CIF (cartatildeo ICSD no 391336)
Figura 27 Padratildeo observado no DRX (4horas) calculado e residual obtidos no refinamento pelo MR
10 20 30 40 50 60 70 80
23 24 25 26 27 28 29 30 31 32 33
Inte
nsid
ade (
ua
)
2(graus)
4 horas
CIF Bi3Ni
10 20 30 40 50 60 70 80
Experimental
Calculado
Residual
Inte
nsid
ade (
u a)
2 (graus)
4 horas
25 30 35 40 45
47
Em todas as etapas do processo de moagem foram obtidos refinamentos com iacutendices de
qualidade muito semelhantes Natildeo houve alteraccedilatildeo nos acircngulos da ceacutelula unitaacuteria do composto
de Bi3Ni que permanecerem com α= β= λ = 90o Os valores obtidos para os iacutendices de avaliaccedilatildeo
da qualidade e os paracircmetros de rede encontram-se na tabela 4
Tabela 4 Valores de Rwp e 1205362 obtidos nos refinamentos realizados durante o processo de moagem
mecacircnica para o Bi3Ni
Com os resultados obtidos nos refinamentos determinou-se as contribuiccedilotildees em
porcentagem de cada fase em funccedilatildeo do tempo de moagem Verifica-se que apoacutes a primeira
hora de moagem natildeo se identifica no difratograma a presenccedila de Ni entretanto a fase de Bi3Ni
continua nucleando indicando que ainda existe niacutequel disponiacutevel para a formaccedilatildeo desta fase
Pode-se conceber algumas hipoacuteteses para este fato A primeira refere-se agrave sensibilidade do
equipamento de DRX que natildeo identifica precisamente elementos com fraccedilatildeo de fase menor
que 10 Outa hipoacutetese provaacutevel pode ser atribuiacutea a uma adesatildeo do niacutequel nas paredes do jarro
de moagem ou nas esferas de accedilo tendo em vista sua ductilidade
Na Figura 28 foi plotado a fraccedilatildeo de cada uma das fases presentes no processo de
moagem em funccedilatildeo do tempo Fica evidente que apoacutes a primeira hora a fraccedilatildeo de fase do niacutequel
eacute zero mas continua ocorrendo a nucleaccedilatildeo do Bi3Ni que estabiliza em 13 horas
TEMPO DE MOAGEM RWP 1205362 PARAcircMETROS DE REDE DO BI3NI
a (Å) b (Å) c (Å) Volume (Å3)
4 HORAS 77 139 8890(9) 4102(1) 11502(1) 41949(6)
7 HORAS 70 137 8891(3) 4106(1) 11500(1) 41986(9)
10 HORAS 71 131 8888(1) 4104(8) 11495(1) 41939(5)
13 HORAS 65 124 8893(5) 4104(3) 11507(1) 42003(2)
16 HORAS 64 124 8888(7) 4102(9) 11499(9) 41940(1)
19 HORAS 63 123 8894(1) 4105(1) 11506(5) 42012(3)
48
Figura 28 Fraccedilatildeo das fases de Ni Bi e Bi3Ni em funccedilatildeo do tempo de moagem
Utilizando-se a equaccedilatildeo 7 com os dados obtidos no refinamento pelo MR calculou-se
o tamanho meacutedio dos cristalitos de Bi3Ni em funccedilatildeo do tempo de moagem Na Figura 29
apresenta-se em forma de um graacutefico os valores obtidos Observamos que entre a quarta e a
seacutetima hora haacute um aumento aproximado de 14 no tamanho meacutedio do cristalito pode-se
atribuir esse aumento a uma possiacutevel deformaccedilatildeo plaacutestica da amostra acarretando num
acreacutescimo da aacuterea de superfiacutecie o que aumentaria progressivamente a probabilidade de
soldagem a frio dessas partiacuteculas gerando assim um aumento do tamanho meacutedio do cristalito
Entre a seacutetima e a deacutecima hora de moagem ocorre uma reduccedilatildeo de 26 no tamanho do
cristalito maior valor percentual obtido entre intervalos de moagem Entre a deacutecima sexta e a
deacutecima nona hora haacute uma estabilizaccedilatildeo no processo de reduccedilatildeo do tamanho de cristalito
Obtivemos no final do processo uma reduccedilatildeo total de aproximadamente 59 o que representa
um tamanho meacutedio de cristalito na ordem de 2653 nm
Plota-se na Figura 29 um graacutefico com tamanho meacutedio de cristalito do composto Bi3Ni
em funccedilatildeo do tempo de moagem
0 5 10 15 20
0
20
40
60
80
100
Fra
ccedilao d
e fases (
)
Tempo de moagem ( horas)
Bi
Bi3Ni
Ni
49
Figura 29 Tamanho meacutedio de cristalito de Bi3Ni em funccedilatildeo do tempo de moagem
Natildeo houve formaccedilatildeo de novas fases ou aparentemente quaisquer outras alteraccedilotildees
significativas apoacutes a deacutecima terceira hora de moagem Os uacutenicos efeitos com a continuaccedilatildeo da
moagem foram a melhora da cristalizaccedilatildeo da fase de interesse e o aumento de intensidade do
perfil referente a fase amorfa Poreacutem o processo de moagem totalizou 19 horas a finalidade
deste intervalo apoacutes a estabilizaccedilatildeo de formaccedilatildeo da fase pretendida foi verificar a possibilidade
de oxidaccedilatildeo da amostra que ficou exposta ao ambiente durante a execuccedilatildeo do DRX
Observa-se nos difratogramas da Figura 24 a formaccedilatildeo de uma acentuada elevaccedilatildeo na
linha de base entre a faixa de 2θ que vai de aproximadamente 26deg a 36deg A forma ou perfil
dessa elevaccedilatildeo eacute um forte indicio do aparecimento de uma fase amorfa Para alcanccedilar bom
acordo nos refinamentos Rietveld foram necessaacuterios 20 termos na funccedilatildeo polinomial de
Chebyshev para descrever estas linhas de base (background)
Analisando-se portanto os difratogramas referentes agraves etapas de 10 13 16 e 19 horas
eacute possiacutevel identificar o crescimento dessa fase amorfa conforme mostramos na Figura 30
4 6 8 10 12 14 16 18 20
25
30
35
40
45
50
55
Ta
ma
nh
o m
eacuted
io d
e c
rista
lito
(n
m)
Tempo de moagem (horas)
50
Estas curvas satildeo particularmente interessantes uma vez que podemos avaliar as
distacircncias R entre os primeiros vizinhos da fase desordenada aplicando a equaccedilatildeo de Ehrenfest
que pode ser expressa como [56]
2Rsen(θ) = 123λ (14)
O maacuteximo destas curvas correspondem a 2θ ~29o o que nos leva a distacircncias aproximada
de 38 Aring Esta distacircncia natildeo fere nenhum viacutenculo de distancias entre os atamos para
Ni-Ni~248 Aring Ni-Bi~ 278 Aring Bi-Bi~308 Aring Bi-O~214 Aring
Figura 30 Comparaccedilatildeo das funccedilotildees de background para a amostra moiacuteda por 10 13 16 e 19 horas
Com objetivo de avaliar com mais detalhes a estrutura nanocristalina e amorfa
realizamos medidas de difraccedilatildeo com configuraccedilotildees que produzissem uma maior qualidade nos
dados obtidos utilizamos uma cacircmara com baixo vaacutecuo e aumentamos o tempo de aquisiccedilatildeo
dos dados
A Figura 31 mostra o padratildeo obtido para a amostra final moiacuteda por 19 horas
Destacamos a evidente fase amorfa que se forma
10 20 30 40 50 60 70 80
19 horas
16 horas
13 horas
10 horas
Inte
nsid
ade (
u a)
2 (graus)
51
Figura 31 Formaccedilatildeo da fase amorfa na amostra de Bi3Ni apoacutes 19 horas de moagem
Comparando o padratildeo de DRX obtido para amostra moiacuteda por 19 horas com o
difratograma padratildeo de Bi3Ni (cartatildeo nuacutemero 391336 do ICSD) pode-se constatar a
equivalecircncia dos picos conforme apresentada Figura 32
Com os difratogramas de maior resoluccedilatildeo verificamos a presenccedila embora em uma
pequena fraccedilatildeo de Bi (ICSD no 64703) Assim como uma ligeira sugestatildeo da existecircncia de
Bi2O3 (ICSD no 41764) vislumbra-se essa fase em virtude da possiacutevel oxidaccedilatildeo da amostra
devido as sucessivas aberturas do jarro de moagem para realizaccedilatildeo do DRX entretanto
diferentemente do que se percebe para o bismuto natildeo haacute nenhum pico referente ao oxido de
bismuto
Na posiccedilatildeo de 2θ~27o existe um pico caracteriacutestico do Bi2O3 entretanto mesmo com a
melhor resoluccedilatildeo do DRX natildeo eacute possiacutevel distinguir claramente a fase do oxido de bismuto
assim durante o processo de refinamento pelo MR natildeo foi adicionada a fase relativa ao oxido
O refinamento pelo meacutetodo de Rietveld referente a amostra moiacuteda por 19h encontra-se
na Figura 33 percebe-se a boa concordacircncia obtida para a fase de interesse Bi3Ni e a fase
20 30 40 50 60 70 80
Bi
Inte
nsid
ade (
u a)
2 (graus)
Bi
20 25 30 35 40 45
52
amorfa O asterisco indicando o pico principal do Bi salienta que essa fase por contribuir
modestamente em um difratograma tatildeo complexo natildeo eacute bem ajustada
Figura 32 Difratograma da amostra moiacuteda 19h em conjunto com os CIFs de o Bi3Ni Bi e Bi2O3
Figura 33 Difratograma da amostra moiacuteda 19h e refinada por meacutetodo de Rietveld partindo dos CIFs
do Bi3Ni Bi
20 30 40 50 60 70 80
19 horas
Bi3Ni
Bi
Bi2O
3
In
tensid
ade (
u a)
2 (graus)
25 30 35 40
20 30 40 50 60 70 80
Experimental (19h)
Calculado
Residual
Inte
nsid
ade (
u a)
2 (graus)
20 25 30 35 40 45 50
53
Os trabalhos cientiacuteficos que versam sobre a produccedilatildeo e a caracterizaccedilatildeo do composto
Bi3Ni descrevem que a siacutentese pode ser realizada por vaacuterios mecanismos normalmente as
metodologias mais usadas para obtenccedilatildeo envolvem os processos em meio quiacutemico a
eletrodeposiccedilatildeo e a solidificaccedilatildeo raacutepida Em alguns casos utilizou-se longos processos teacutermicos
que envolvem a permanecircncia da amostra num forno de resistecircncia a 1100 degC durante 3 dias
[13] ou processos de sinterizaccedilatildeo com recozimento a vaacutecuo a temperatura de 1000 degC por 24
horas [15] Relata-se tambeacutem que conforme ocorreu neste trabalho algumas amostras
apresentam pequenos traccedilos de Bi em sua composiccedilatildeo final [13]
Dessa forma o primeiro desafio desse trabalho foi produzir uma fase uacutenica de Bi3Ni por
meio da moagem mecacircnica entretanto verificou-se no resultado obtido no DRX e no
refinamento pelo MR que a fase de Bi3Ni embora apresente uma fraccedilatildeo de 999 ainda possui
leves traccedilos do pico mais intenso de bismuto (indicado por um asterisco na Figura 33) Uma
proposta futura seria portanto acrescentar uma pequena quantidade de Ni para interagir com
esse Bi remanescente
42 Medidas de DRX in situ
Com o objetivo de estudar a estabilidade teacutermica e acompanhar a evoluccedilatildeo estrutural da
amostra em funccedilatildeo da temperatura foram realizadas medidas de DRX in situ conforme
descrito nos procedimentos experimentais A Figura 34 apresenta os quatro difratogramas
obtidos
A temperatura de 25 oC observa-se uma fase uacutenica do composto Bi3Ni (com jaacute
mencionado anteriormente a amostra possui uma leve indicaccedilatildeo da presenccedila de bismuto) que
possui estrutura ortorrocircmbica e grupo espacial Pnma eacute a mesma apresentada na Figura 32
A medida que aumentamos a temperatura conforme descrito na seccedilatildeo 3 Figura 21
inicia-se uma transformaccedilatildeo do composto inicial para o crescimento da fase tetragonal de Bi2O3
(ICSD no 41764) e da fase precursora de Bi Essa alteraccedilatildeo na composiccedilatildeo da amostra ocorre
em virtude da degradaccedilatildeo da fase Bi3Ni que conforme eleva-se a temperatura tem sua fraccedilatildeo
diminuiacuteda conforme verifica-se na Figura 36 Embora as medidas in situ terem sido feitas em
baixo vaacutecuo natildeo foi impedido o crescimento do Bi2O3
54
Na Figura 34 encontram-se plotados os DRX referentes as medidas realizadas em 25o
250o 300o e 350 oC as curvas foram deslocadas verticalmente para melhor comparaccedilatildeo
Figura 34 Padratildeo observado nos DRX da amostra submetida a aquecimento
A temperatura de 250 oC temos a ocorrecircncia de trecircs fases Bi3Ni Bi2O3 e Bi
O refinamento estrutural pelo meacutetodo de Rietveld estaacute mostrado na Figura 35 Mesmo tratando-
se de uma amostra com um elevado nuacutemeros de pico aleacutem da presenccedila de uma fase amorfa o
acordo entre o experimental e o calculado eacute notaacutevel Os valores dos iacutendices de avaliaccedilatildeo da
qualidade do refinamento referentes as quatro medidas realizadas encontram-se na tabela 5
20 30 40 50 60 70 80
350 0C
300 0C
250 0C
Inte
nsid
ade (
ua
)
2 (graus)
25 0C
55
Figura 35 Padratildeo obtidos no refinamento pelo MR para amostra aquecida a 250 0C
Tabela 5 Valores de Chi2 e de Rwp obtidos nos refinamentos realizados durante o processo de
aquecimento
A temperatura de 300 oC comeccedila a formaccedilatildeo da uma nova fase cubica de grupo espacial
I23 o Bi12NiO19 em detrimento da diminuiccedilatildeo da fase de Bi3Ni Aleacutem do aumento da fraccedilatildeo
da fase de Bi2O3
Temperatura de realizaccedilatildeo da medida Rwp 1205362
25 0C 69 23
250 0C 83 18
300 0C 98 26
350 0C 99 25
10 20 30 40 50 60 70 80
Inte
nsid
ade (
ua
)
2 (graus)
Experimental
Calculado
Residual
250 0C
25 30 35 40
56
O uacuteltimo DRX foi realizado a 350 oC a principal alteraccedilatildeo dessa medida refere-se ao
fato da inexistecircncia de picos referentes agrave fase Bi3Ni A fase majoritaacuteria torna-se agora a fase
referente ao Bi e a fase Bi12NiO19 (indexado na base de dados PDF2 mas natildeo na base de dados
ICSD) permanece estaacutevel isto eacute sem alteraccedilotildees significativas em sua fraccedilatildeo O fato de estarem
presentes picos referentes ao Bi mesmo apoacutes termos ultrapassado a temperatura de fusatildeo pode
ser explicado levando-se em consideraccedilatildeo a baixa condutividade teacutermica do bismuto aliado ao
excesso de defeitos produzidos na moagem assim natildeo obteve-se a fusatildeo do elemento
Utilizamos os dados obtidos nos refinamentos para plotar o graacutefico exposto na Figura
36 onde eacute possiacutevel observar a fraccedilatildeo de cada fase em funccedilatildeo da temperatura de execuccedilatildeo do
DRX Percebe-se a raacutepida decomposiccedilatildeo da fase de Bi3Ni que entre 250 oC e 350 oC apresenta
uma reduccedilatildeo percentual de aproximadamente 88 concomitantemente ao crescimento
percentual da fase de Bi
Figura 36 Fraccedilotildees de fase em funccedilatildeo da temperatura de realizaccedilatildeo do DRX in situ
O DRX realizado na amostra a 350 oC eacute mostrado na Figura 37 em conjunto aos CIFs
das fases constituintes Para a fase Bi12NiO19 natildeo foi encontrado o CIF no banco de dados do
Inorganic Crystal Structure Database (ICSD) Para refinar utilizando o meacutetodo de Rietveld
partimos do protoacutetipo estrutural de Bi26-x Mx O40-y (M = Mg Al Co Ni) O CIF desta fase
25 75 125 175 225 275 325 375
0
20
40
60
80
100
Fra
ccedilao d
e F
ases (
)
Temperatura (0C)
Bi3Ni
Bi2O
3
Bi
Bi12
NiO19
57
resultante estaacute mostrado em vermelho na Figura 37 e uma representaccedilatildeo da ceacutelula unitaacuteria na
Figura 38 os aacutetomos de oxigecircnio estatildeo representados na cor vermelha e o niacutequel em verde
Figura 37 Padratildeo observado no DRX da amostra em 350 oC em comparaccedilatildeo com o CIF das fases
constituintes
Figura 38 Projeccedilatildeo do eixo a e em perspectiva do Bi12NiO19
10 20 30 40 50 60 70 80
Inte
nsid
ade (
ua
)
2(graus)
350 graus
Bi2O
3
Bi
Bi12
NiO19
20 25 30 35 40 45 50 55
58
O refinamento estrutural utilizando estas fases estaacute mostrado na Figura 39 e os valores
referentes aos paracircmetros de rede obtidos para o refinamento da fase Bi12NiO19 constam na
tabela 6
Figura 39 Padratildeo obtidos no refinamento pelo MR para amostra aquecida a 350 0C
Tabela 6 Paracircmetros da ceacutelula unitaacuteria da estrutura Bi12NiO19
A Figura 40 conteacutem as fotografias retiradas do forno do difratocircmetro antes e apoacutes a
realizaccedilatildeo da medida Eacute possiacutevel verificar que a amostra devido a dilataccedilatildeo volumeacutetrica e a
fusatildeo do bismuto transborda o porta amostra
Paracircmetros de Rede a = b=c=10258(8) Aring
Acircngulos α = β = γ = 900
Volume da ceacutelula 107966(2) Aring3
Grupo de simetria Cuacutebico
Grupo espacial I23
10 20 30 40 50 60 70 80
Inte
nsid
ade (
ua
)
2 (graus)
Calculado
Experimental
Residual
350 0C
20 25 30 35 40 45
59
Figura 40 Fotografia do forno do DRX antes a apoacutes a realizaccedilatildeo das medidas
43 Calorimetria Diferencial de Varredura (DSC)
Com a finalidade de estudar e melhor entender a evoluccedilatildeo estrutural da amostra
observada nas medidas in situ realizou-se medidas DSC conforme descrito nos procedimentos
experimentais a temperatura final foi de 550 oC
Na Figura 41 mostramos as medidas DSC feitas em diferentes taxas de aquecimento
realizadas na amostra moiacuteda por 19 horas Em todas as 4 medidas vemos comportamentos
exoteacutermicos e endoteacutermicos Os picos endoteacutermicos ocorreram a uma temperatura aproximada
de 270 0C temperatura essa equivalente ao ponto de fusatildeo do bismuto e foram atribuiacutedos a
fusatildeo do Bi ocorrida em duas etapas
Comparando-se os resultados obtidos nas medidas in situ onde observamos a nucleaccedilatildeo
de uma nova fase a partir da temperatura de 250 oC com os resultados obtidos no DSC podemos
concluir que o pico exoteacutermico presente no termograma corresponde agrave nucleaccedilatildeo da fase de
Bi2O3
Com a finalidade de calcular a energia de ativaccedilatildeo (Ea) necessaacuteria para promover essa
nucleaccedilatildeo aplicamos a metodologia proposta por Kissinger [2] Conforme indicado na Figura
41 as 4 medidas foram feitas com taxas de aquecimento de 25 5 10 e 20 oCmin
60
A Figura 42 mostra em detalhes a Figura 41 onde vemos os valores das temperaturas
de pico de cristalizaccedilatildeo (Tc) e as referidas taxas de aquecimento (120591) Como era esperado a
medida que a taxa de aquecimento aumenta a temperatura de pico tambem aumenta
Figura 41 Termograma DSC plotados em conjunto para os diferentes fluxos de calor
Figura 42 Espectros DSC com as temperaturas de pico e suas respectivas taxas de aquecimento
100 150 200 250 300 350 400 450 500 550
250Cmin
50Cmin
100Cmin
fluxo d
e c
alo
r (u
a)
Temperatura (0C)
200Cmin
exo
230 235 240 245 250 255 260 265 270 275 280 285
250Cmin
50Cmin
100Cmin
fluxo d
e c
alo
r (u
a )
Temperatura (0C)
242 0C
252 0C
266 0C
278 0C
200Cmin
exo
61
Com os dados fornecidos na Figura 42 pode-se calcular a energia de ativaccedilatildeo referente
a nucleaccedilatildeo da fase de Bi2O3 Plotando-se um graacutefico linear de ln(120591
1198791198882) versus
1
119879119888 onde o
coeficiente angular eacute (minus119864119886
119877) obteacutem-se a energia de ativaccedilatildeo A Figura 43 apresenta a
linearizaccedilatildeo da equaccedilatildeo 16 de onde se obteacutem a energia de ativaccedilatildeo do processo de nucleaccedilatildeo
do Bi2O3
Figura 43 Graacutefico linear do ln(120591
1198791198882) versus
1
119879119888
Logo considerando as relaccedilotildees anteriormente definidas eacute possiacutevel calcular a energia de
ativaccedilatildeo uma vez que m = (minus119864119886
119877) e R = 831 jmol K Desse modo a energia de ativaccedilatildeo
necessaacuteria para promover a nucleaccedilatildeo da fase Bi2O3 eacute de 12465 kJmol
A metodologia proposta permitiria tambeacutem calcular a energia de ativaccedilatildeo necessaacuteria
para cristalizar a fase amorfa as medidas de DSC foram planejadas ateacute a temperatura de
550 oC devido a limitaccedilotildees do equipamento poreacutem como fica evidente na Figura 41 natildeo se
observa nenhum pico exoteacutermico apoacutes os 350 oC que se possa estar associado a cristalizaccedilatildeo da
fase amorfa O pico exoteacutermico existente como jaacute mencionado ocorreu a uma temperatura que
variou de 242 0C agrave 278 0C e refere-se agrave nucleaccedilatildeo de fase
182 184 186 188 190 192 194
-115
-110
-105
-100
-95
ln (
T2 c)
1Tc (10
-3 k
-1)
62
44 Tratamento teacutermico
Apoacutes a realizaccedilatildeo das medidas de DRX in situ e das medidas de DSC a fase amorfa
ainda se encontrava presente assim foi realizado um tratamento teacutermico com a finalidade de
promover a cristalizaccedilatildeo da fase amorfa presente
O tratamento teacutermico foi realizado a uma taxa constante de 10 0Cmim ateacute a temperatura
de 800 0C com a atmosfera protegida por gaacutes argocircnio Na Figura 44 apresenta-se o difratograma
da amostra realizado apoacutes o do tratamento teacutermico vemos no detalhe que a acentuada elevaccedilatildeo
na linha de base entre a faixa de 2θ que vai de aproximadamente 26deg agrave 36deg e que corresponde
a fase amorfa desapareceu completamente
Figura 44 Difratograma da amostra apoacutes tratamento teacutermico
Para a amostra tratada termicamente foram identificadas trecircs fases similar ao observado
nas medias in situ a 350 oC foram identificadas a fase cuacutebica Bi12NiO19 a fase tetragonal de
Bi2O3 (ICSD no 41764) e a fase romboeacutedrica de Bismuto (ICSD no 64703) Na Figura 45
apresentamos o padratildeo observado plotado juntamente com o CIF das 3 fases identificadas
10 20 30 40 50 60 70 80
Inte
nsid
ad
e (
ua
)
2 (graus)
Pos Tratamento Teacutermico
20 25 30 35 40 45 50 55 60
63
Figura 45 Difratograma da amostra apoacutes tratamento teacutermico em conjunto com os CIFs de Bi Bi2O3 e
Bi12NiO19
Pode-se verificar no padratildeo do difratograma da Figura 45 que pelo formato da linha de
base obtida ocorreu a cristalizaccedilatildeo da fase amorfa e as fases identificadas correspondem aos
picos presentes no DRX da amostra
O refinamento realizado pelo MR confirmou a identificaccedilatildeo das fases contidas na
amostra no sentido da exata correspondecircncia entre os picos obtidos nos padrotildees calculados e
observados As fraccedilotildees das fases da amostra que sofreu tratamento teacutermico em comparaccedilatildeo com
as fraccedilotildees obtidas no DRX in situ estatildeo apresentados na tabela 7
Tabela 7 Fraccedilotildees das fases apoacutes tratamento teacutermico e DRX in situ a 350 oC
Fraccedilatildeo das fases Tratamento Teacutermico DRX in situ a 350 oC
Bi12NiO19 90 137
Bi2O3 89 20
Bi 11 663
10 20 30 40 50 60 70 80
Inte
nsid
ade (
ua
)
2 (graus)
Observado
Bi
Bi2O
3
Bi12
NiO19
25 30 35 40 45 50 55
64
O aumento da temperatura propicia a nucleaccedilatildeo das fases de Bi2O3 e Bi12NiO19 em
detrimento da diminuiccedilatildeo da fase Bi3Ni
O refinamento pelo meacutetodo de Rietveld para amostra que sofreu tratamento teacutermico
apresentou uma boa concordacircncia para os perfis calculado e experimental Nesse refinamento
foi utilizado o CIF modificado de Bi12NiO19 Na Figura 46 temos o padratildeo experimental e o
calculado obtidos no refinamento pelo MR
Figura 46 Padratildeo observado e experimental refinado pelo MR para amostra tratada termicamente
Compara-se na Figura 47 os difratogramas obtidos para amostra tratada termicamente e
para o DRX in situ a temperatura de 350 oC eacute possiacutevel identificar a correspondecircncia entre os
picos entretanto eacute notaacutevel a diferenccedila na linha de base do difratograma referente ao DRX in
situ contra o DRX da amostra submetida a tratamento teacutermico Pode-se concluir que para
ocorrer a cristalizaccedilatildeo da fase amorfa eacute necessaacuterio que a temperatura do tratamento teacutermico seja
superior a 550 0C
10 20 30 40 50 60 70 80
Inte
nsid
ade (
ua
)
2 (graus)
Calculado
Experimental
Residual
Pos Tratamento Teacutermico
65
Outro fenocircmeno perceptiacutevel eacute o deslocamento em 2θ da posiccedilatildeo dos picos O
difratograma da amostra que foi ao forno do DRX tem a posiccedilatildeo dos seus picos deslocados para
direita em comparaccedilatildeo ao observado no CIF do Bi12NiO19 e no DRX da amostra que passou
por tratamento teacutermico Podemos associar esse deslocamento a contraccedilatildeo do volume da ceacutelula
unitaacuteria Considerando o valor padratildeo do volume do composto Bi12NiO19 constante na tabela
5 ocorreu uma reduccedilatildeo de volume de aproximadamente 155 para amostra tratada
termicamente e uma variaccedilatildeo positiva de 005 para amostra do DRX in situ Na Figura 47
plotamos juntos os difratogramas da amostra tratada termicamente da amostra que realizou a
medida in situ a 350 0C e o CIF do Bi12NiO19
Figura 47 Difratogramas das amostras apoacutes tratamento teacutermico e DRX in situ em conjunto com o
CIF do Bi12NiO19
O tratamento teacutermico realizado produziu o resultado esperado cristalizando a fase
amorfa As fases presentes na amostra apoacutes a realizaccedilatildeo do tratamento estatildeo em conformidade
agraves encontradas nas medidas de DRX in situ
20 30 40 50 60 70 80
Bi
Inte
nsid
ade (
u a)
2 (graus)
Bi
20 25 30 35 40 45
66
5 CONCLUSAtildeO
A sintetizaccedilatildeo do composto nanoestruturado de Bi3Ni foi realizado de modo eficiente
apoacutes 13 horas de moagem mecacircnica
As medidas de difraccedilatildeo de Raio X possibilitaram acompanhar a evoluccedilatildeo estrutural e a
nucleaccedilatildeo da fase de Bi3Ni O refinamento realizado pelo Meacutetodo de Rietveld proporcionou a
quantificaccedilatildeo dos paracircmetros cristalograacuteficos tais como paracircmetros de rede volume da ceacutelula
unitaacuteria fraccedilatildeo das fases presentes e tamanho de cristalito Os fatores de qualidade e
convergecircncia alcanccedilaram valores satisfatoacuterios correspondendo a exata simulaccedilatildeo do padratildeo
observado
A anaacutelise teacutermica realizada por meio das medidas de DRX in situ permitiu o estudo da
estabilidade teacutermica e o acompanhamento da evoluccedilatildeo estrutural da amostra em funccedilatildeo da
temperatura Foi possiacutevel identificar duas novas fases presentes o Bi2O3 e Bi12NiO19 nucleadas
agraves custas da fase de Bi3Ni Na temperatura de 350 oC a amostra eacute composta das fases Bi12NiO19
Bi2O3 e Bi
As medidas de DSC realizadas ateacute a temperatura de 550 oC e com quatro diferentes
taxas de aquecimento foram utilizadas para se calcular com o uso da equaccedilatildeo de Kissinger a
energia de ativaccedilatildeo (Ea) necessaacuteria para promover a nucleaccedilatildeo do composto Bi12NiO19 que eacute de
12465 kJmol
O tratamento teacutermico no forno ateacute 800 oC promoveu o relaxamento dos defeitos e
tensotildees causadas durante a moagem mecacircnica e a cristalizaccedilatildeo da fase amorfa natildeo sendo mais
possiacutevel identificar no DRX realizado o perfil referente a essa fase Identificou-se novamente a
fase Bi12NiO19 aleacutem da ocorrecircncia das fases de Bi2O3 e Bi jaacute identificadas nas medidas de
DRX in situ confirmando a consistecircncia dos resultados obtidos por dois ensaios diferentes
Pocircde-se verificar o mesmo fenocircmeno em todos os ensaios que envolveram o
aquecimento da amostra Ao aquecer-se o Bi3Ni ocorre um processo de oxidaccedilatildeo que resulta
na formaccedilatildeo da fase de Bi2O3 e a fase de Bi12NiO19 todas associadas ao consumo de Bi da fase
Bi3Ni
Para realizaccedilatildeo de estudos futuros com o intuito de se obter a fase uacutenica de Bi3Ni
pode-se alterar ligeiramente as massas dos produtos com a adiccedilatildeo de um pouco de niacutequel
67
Pode-se melhorar o controle das condiccedilotildees de realizaccedilatildeo dos tratamentos teacutermicos com o
intuito de se evitar a oxidaccedilatildeo A realizaccedilatildeo de medidas de DSC ateacute a temperatura de 800 0C
poderaacute revelar picos exoteacutermicos e propiciar condiccedilotildees para se calcular a energia necessaacuteria
para promover a cristalizaccedilatildeo da fase amorfa
68
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35
Dentre os possiacuteveis fenocircmenos apresentados por uma amostra em um DSC pode-se
obter picos exoteacutermicos ou endoteacutermicos Pode-se calcular a energia de ativaccedilatildeo (Ea) necessaacuteria
para promover a cristalizaccedilatildeo ou a nucleaccedilatildeo de uma fase Para tanto eacute necessaacuterio conhecer
valores de temperaturas de pico de cristalizaccedilatildeo (Tc) medidas para diferentes taxas de
aquecimento constantes (τ) e aplicar esses valores na equaccedilatildeo de Kissinger mostrada abaixo
[2]
119897119899 (τ
1198791198882) = minus
119864119886
119877119879119888+ 119888 (12)
onde R = 831 Jmol K eacute a constante molar dos gases e c eacute uma constante arbitraria
36
3 PROCEDIMENTOS EXPERIMENTAIS
31 Produccedilatildeo da Amostra
Para produccedilatildeo da amostra de Bi3Ni utilizou-se a formula AxBy onde x + y =100 e as
relaccedilotildees abaixo descritas as quais permitem encontrar os valores em fraccedilatildeo da massa de cada
componente
119872119879119900119905119886119897 = (119909
119909+119910) 119872119860 + (
119910
119909+119910) 119872119861
119876119860 = (119909
119909+119910)
119872119860
119872119879119874119879119860119871 e (13)
119876119861 = (119910
119909 + 119910)
119872119861
119872119879119874119879119860119871
onde MTotal = massa total a ser pesada MA = massa do elemento A (constante na Tabela
Perioacutedica) MB = massa do elemento B (constante na Tabela Perioacutedica) QA = fraccedilatildeo da massa
do elemento A a ser pesada e QB = fraccedilatildeo da massa do elemento B a ser pesada
Considerando-se as relaccedilotildees acima a amostra composta pelos elementos quiacutemicos
Niacutequel (Ni) e Bismuto (Bi) foi produzida com a massa total de 3 gramas sendo 026 gramas
de Ni (Alfa Aesar com 9995 de pureza e com tamanho de partiacutecula de minus100 mesh) e 274
gramas de Bi (Alfa Aesar com 9995 de pureza e com tamanho de partiacutecula de minus100 mesh)
Para pesagem foi utilizada a balanccedila eletrocircnica de alta precisatildeo (001mg) SHIMADZU modelo
(AUW220D)
32 Siacutentese Mecacircnica
Apoacutes a preparaccedilatildeo da amostra iniciou-se a fase da moagem mecacircnica Para tal utilizou-
se o moinho High Energy Ball Mill Emax da Retsch pertencente ao Laboratoacuterio de Siacutentese e
Caracterizaccedilatildeo de Nanomateriais (LSCN) do IFAM O moinho Emax combina vantagens de
diversos tipos de moinho tais como impacto de alta frequecircncia (moinho oscilante) atrito
37
intenso (moinho oscilante de discos) e movimentos rotativos controlados do vaso de moagem
(moinho de bolas planetaacuterio) o que proporciona um oacutetimo desempenho [55]
Na Figura 16 satildeo mostradas as imagens do moinho na imagem agrave esquerda observa-se a posiccedilatildeo
de fixaccedilatildeo dos dois jarros de moagem
Figura 16 Moinho High Energy Ball Mill Emax
Os suportes de cada vaso satildeo afixados sobre dois discos que giram no mesmo sentido
movendo assim os vasos por uma trajetoacuteria circular sem que estes modifiquem sua orientaccedilatildeo
A accedilatildeo combinada da geometria dos vasos e da mecacircnica do movimento gera um forte atrito
entre as bolas a amostra e as paredes do vaso bem como uma elevada aceleraccedilatildeo que lanccedila as
bolas com forte impacto contra a amostra junto agraves paredes do vaso Disso resulta uma melhor
mistura das partiacuteculas e uma menor granulometria final [55]
O moinho possui um sistema de resfriamento por aacutegua permitindo que a elevada
aplicaccedilatildeo de energia possa ser aproveitada com eficiecircncia no processo de moagem sem que a
amostra se superaqueccedila
A amostra foi colocada no jarro de moagem juntamente com 3 esferas de accedilo inoxidaacutevel
com massa total de 2092 g resultando numa BPR aproximada de 71 O jarro de moagem foi
levado a glove box onde foi realizado o vaacutecuo do ambiente com a posterior injeccedilatildeo de gaacutes
Argocircnio e a selagem do vaso de moagem Esse procedimento teve como objetivo evitar uma
possiacutevel oxidaccedilatildeo da amostra durante a moagem mecacircnica
38
Na Figura 17 eacute possiacutevel visualizar o jarro de moagem em dois momentos sendo o
primeiro entes do fechamento com as esferas e a amostra e posteriormente durante o processo
de fechamento dentro da glove box
Figura 17 Preparaccedilatildeo e selagem do vaso de moagem
O primeiro processo de moagem da mistura foi realizado durante uma hora Apoacutes esse
tempo o jarro foi aberto e feito uma Difraccedilatildeo de Raios X (DRX) da amostra Seguiu-se entatildeo
para selagem do vaso de moagem e preparaccedilatildeo para novo ciclo de moagem O intervalo de
moagem passou a ser de 3 horas sendo realizado em trecircs etapas de 1 hora entre cada etapa
houve um intervalo de 5 minutos para resfriamento da amostra realizadas sem abertura do jarro
de moagem
No procedimento foi utilizada a rotaccedilatildeo de 1000 rpm a temperatura do vaso variou de
27 degC agrave 39 degC no final da moagem Apoacutes as 3 horas de moagem o vaso foi aberto e realizou-se
um DRX da amostra Esse processo se repetiu por seis vezes tendo gerado intervalos de tempo
de1h 4hs 7hs 10hs 13hs 16hs e 19hs de moagem
O fim da moagem foi estabelecido com base na anaacutelise dos difratogramas da amostra e
da constataccedilatildeo de equiliacutebrio na evoluccedilatildeo ou formaccedilatildeo de novas fases
39
33 Difraccedilatildeo de Raios X
As medidas de DRX foram realizadas no Laboratoacuterio de Materiais (LabMat) da UFAM
utilizando um Difratocircmetro de Raio-X modelo Empyrean da PANalytical com radiaccedilatildeo CuKα1
de 1 5406 Aring e se dividiram em duas etapas
A primeira etapa foi realizada com os intervalos de 1h 4hs 7hs 10hs 13hs 16hs e 19
horas e teve como finalidade acompanhar a evoluccedilatildeo estrutural da amostra e confirmar a
formaccedilatildeo da fase uacutenica de Bi3Ni
A Figura 18 apresenta o porta amostra em duas etapas distintas a primeira com a
amostra sendo preparada adequadamente e na segunda pronta para a realizaccedilatildeo do DRX
Figura 18 Preparaccedilatildeo da amostra para realizaccedilatildeo de DRX
Os difratogramas experimentais gerados foram submetidos agrave identificaccedilatildeo das fases
cristalinas atraveacutes de comparaccedilotildees com padrotildees difratomeacutetricos disponibilizados no banco de
dados do Inorganic Crystal Structure Database ndash ICSD
Na Figura 19 apresenta-se o goniocircmetro difratocircmetro de raio-X modelo Empyrean da
PANalytical
40
Figura 19 Difratocircmetro de Raio-X modelo Empyrean da PANalytical
Os padrotildees usados de DRX foram os seguintes
Faixa de acircngulo 10 ndash 100deg
Velocidade de escaneamento 1deg min
Tempo aproximado de realizaccedilatildeo do difratograma 45 min
Tubo de raio-X de cobre (Cu)
Voltagem 40 kV
Corrente 30 mA
Divergecircncia de fenda 10 (deg)
Dispersatildeo de fenda 10 (deg)
A segunda etapa das medidas de DRX foi realizada com uso do forno e medidas in situ
tendo sido realizadas com a amostra moiacuteda por 19 horas nas temperaturas de 250 2500 3000 e
350 0C essas medidas tiveram a finalidade de acompanhar o comportamento estrutural em
funccedilatildeo da temperatura e estudar a estabilidade teacutermica da amostra Detalhes do forno estatildeo
ilustrados nas Figuras 20
41
Figura 20 Preparaccedilatildeo da amostra e porta amostra no forno do DRX
A primeira mediccedilatildeo foi realizada a temperatura de 25 oC seguindo-se de um
aquecimento a taxa de 10 oCmin ateacute atingir a temperatura de 250 oC apoacutes atingir a temperatura
procedeu-se uma execuccedilatildeo de uma isoteacutermica por 10 minutos antes da mediccedilatildeo in situ de DRX
O procedimento foi repetido para as temperaturas de 300 oC e 350 oC conforme pode-se
observar na rampa de aquecimento da Figura 21
Figura 21 Rampa de aquecimento para medidas in situ de DRX
34 Refinamento pelo Meacutetodo de Rietveld
Para realizaccedilatildeo dos refinamentos pelo MR desta dissertaccedilatildeo utilizou-se o programa
GSAS (General Structure Analysis System) e o EXPGUI [4748]
42
Para se descrever o formato dos picos de DRX utilizou-se a funccedilatildeo perfil pseudo-Voigt
de Thompson-Cox-Hasting modificada funccedilatildeo de perfil CW 4 no pacote GSAS que considera
o modelo anisotroacutepico de Stephens e efeitos de textura [4950]
Para o coeficiente de mistura (η) que determina as contribuiccedilotildees do alargamento
gaussiano (η = 0) e Lorentziano (η = 1) nas equaccedilotildees 5 e 6 foi utilizado neste trabalho o valor
de η = 075
Os coeficientes de alargamento instrumental V e W constantes na equaccedilatildeo 5 foram
previamente obtidos a partir do DRX de uma amostra padratildeo bem cristalizada e mantidos fixos
no refinamento dos dados experimentais
Para o caacutelculo do tamanho meacutedio de cristalito com o uso da equaccedilatildeo 7 utilizou-se o
valor de K = 091 e 120582=0154056 nm
O GSAS dispotildee de 8 tipos de funccedilotildees de background neste trabalho utilizou-se a funccedilatildeo
polinomial de Chebyshev o nuacutemero de termos variou tendo sido utilizados 20 termos na funccedilatildeo
polinomial para refinamentos com a presenccedila da fase amorfa e 6 termos apoacutes a cristalizaccedilatildeo da
fase amorfa
Para iniacutecio do refinamento no programa EXPGUI foi utilizado o diagrama de blocos da
Figura 12 e para o refinamento dos paracircmetros as correlaccedilotildees da tabela 3
35 Tratamento Teacutermico
Foi realizado um tratamento teacutermico na amostra moiacuteda por 19 horas com a finalidade
de promover o relaxamento dos defeitos e tensotildees causados durante a moagem mecacircnica e a
cristalizaccedilatildeo da fase amorfa presente A partir da temperatura ambiente 25 oC iniciou-se o
aquecimento a uma taxa de 10 oCmin A temperatura final foi de 800 oC seguindo-se do
desligamento do forno que se manteve fechado ateacute que a temperatura da amostra atingisse
25 oC Em seguida a amostra foi retirada do forno e foi realizado um DRX Utilizou-se um forno
tubular com tubo de quartzo e uma atmosfera com fluxo constante de gaacutes argocircnio ilustrado
na Figura 22
43
Figura 22 Forno utilizado para realizar o tratamento teacutermico
36 Calorimetria Diferencial de Varredura (DSC)
As medidas de DSC foram realizadas na amostra moiacuteda por 19 horas em uma ceacutelula
Netzsch modelo DSC 3500 Sirius pertencente ao Laboratoacuterio de Termo ciecircncias da UFAM
Para realizaccedilatildeo das medidas utilizou-se um fluxo de proteccedilatildeo de N2 a 50 mlmin com
temperatura inicial de 25 oC e temperatura final de 550 oC
Foram realizadas quatro medidas com as taxas de transferecircncia de calor de 25 oCmin
5 oCmin 10 oCmin e 20 oCmin Foram utilizados cadinhos (porta amostra) de alumiacutenio e a
massa meacutedia de 22 mg de amostra foi utilizada nos quatro experimentos
Na Figura 23 eacute mostrada a ceacutelula Netzsch modelo DSC 3500 Sirius onde foram
realizadas as medidas e os cadinhos sendo dois fechados e um com a amostra visiacutevel
Figura 23 Equipamento utilizado para realizar o DSC
44
4 RESULTADOS E DISCUSSOtildeES
41 Evoluccedilatildeo estrutural
A Figura 24 mostra a evoluccedilatildeo estrutural durante o processo de siacutentese conforme
descrito nos procedimentos experimentais Qualitativamente podemos ver nesta figura uma
modificaccedilatildeo gradativa dos padrotildees de difraccedilatildeo O pico mais intenso da amostra moiacuteda por 1
hora corresponde ao plano (1 0 -2) do Bi precursor
Acompanhando o comportamento deste plano em especiacutefico constata-se que entre a
primeira e a quarta hora o mesmo sofre apenas uma ligeira diminuiccedilatildeo Concomitantemente
com este decreacutescimo emergem pequenos novos picos em 2θ aproximadamente entre 28 e 35o
Com 7 horas de moagem os novos picos satildeo evidentes e foram identificados junto agrave base de
dados do ICSD como a estrutura desejada Bi3Ni grupo espacial Pnma (cartatildeo nuacutemero 391336)
Em 13 horas de moagem o pico do Bi atinge seu miacutenimo e segue estaacutevel ateacute 19 h de moagem
Dada a observaccedilatildeo da estabilizaccedilatildeo estrutural o processo foi interrompido Uma anaacutelise mais
detalhada dos difratogramas seraacute mostrada e discutida na sequecircncia
Figura 24 Padratildeo de difraccedilatildeo observado para amostra e Bi3Ni durante todo intervalo de moagem
10 20 30 40 50 60 70 80
19h
16h
1h
10h
1h
7h
4h
2(graus)
1h
13h
Inte
nsid
ade (
ua
)
45
Na Figura 25 mostramos a indexaccedilatildeo das fases na primeira hora de moagem onde foi
verificada o iniacutecio da nucleaccedilatildeo do Bi3Ni Tambeacutem eacute possiacutevel observar os picos do elemento
precursor minoritaacuterio no caso o Niacutequel (cartatildeo ICSD 64703)
Figura 25 Difratograma obtido apoacutes a primeira hora de moagem
Seguindo o processo de moagem conforme descrito nos procedimentos experimentais
a amostra foi moiacuteda por mais 3 horas totalizando 4 horas de moagem os difratogramas obtidos
satildeo apresentados nas Figuras 26 e 27 Nesta etapa jaacute natildeo eacute mais possiacutevel identificar a presenccedila
dos picos referentes ao niacutequel dessa forma somente satildeo observados os picos do bismuto e do
Bi3Ni Poreacutem como verificamos na Figura 24 a nucleaccedilatildeo da liga Bi3Ni continua ocorrendo
sistematicamente
Na Figura 26 mostramos uma comparaccedilatildeo do difratograma padratildeo de Bi3Ni (cartatildeo
nuacutemero 391336 do ICSD) com o difratograma da amostra moiacuteda por 4 horas plotados em
conjunto para destacar a nucleaccedilatildeo da fase de Bi3Ni
Na Figura 27 apresenta-se o resultado do refinamento pelo meacutetodo de Rietveld para as
4 horas de moagem Eacute possiacutevel verificar um bom acordo entre o padratildeo de DRX da amostra e
o padratildeo refinado por MR Os fatores de qualidade podem ser verificados na tabela 4 Neste
refinamento obtivemos uma fraccedilatildeo de fase equivalente a 67 de Bi e 33 de Bi3Ni
46
Figura 26 Difratograma da amostra moiacuteda durante 4 horas (curva com ruiacutedo) e o padratildeo idealizado
do Bi3Ni calculado a partir do arquivo CIF (cartatildeo ICSD no 391336)
Figura 27 Padratildeo observado no DRX (4horas) calculado e residual obtidos no refinamento pelo MR
10 20 30 40 50 60 70 80
23 24 25 26 27 28 29 30 31 32 33
Inte
nsid
ade (
ua
)
2(graus)
4 horas
CIF Bi3Ni
10 20 30 40 50 60 70 80
Experimental
Calculado
Residual
Inte
nsid
ade (
u a)
2 (graus)
4 horas
25 30 35 40 45
47
Em todas as etapas do processo de moagem foram obtidos refinamentos com iacutendices de
qualidade muito semelhantes Natildeo houve alteraccedilatildeo nos acircngulos da ceacutelula unitaacuteria do composto
de Bi3Ni que permanecerem com α= β= λ = 90o Os valores obtidos para os iacutendices de avaliaccedilatildeo
da qualidade e os paracircmetros de rede encontram-se na tabela 4
Tabela 4 Valores de Rwp e 1205362 obtidos nos refinamentos realizados durante o processo de moagem
mecacircnica para o Bi3Ni
Com os resultados obtidos nos refinamentos determinou-se as contribuiccedilotildees em
porcentagem de cada fase em funccedilatildeo do tempo de moagem Verifica-se que apoacutes a primeira
hora de moagem natildeo se identifica no difratograma a presenccedila de Ni entretanto a fase de Bi3Ni
continua nucleando indicando que ainda existe niacutequel disponiacutevel para a formaccedilatildeo desta fase
Pode-se conceber algumas hipoacuteteses para este fato A primeira refere-se agrave sensibilidade do
equipamento de DRX que natildeo identifica precisamente elementos com fraccedilatildeo de fase menor
que 10 Outa hipoacutetese provaacutevel pode ser atribuiacutea a uma adesatildeo do niacutequel nas paredes do jarro
de moagem ou nas esferas de accedilo tendo em vista sua ductilidade
Na Figura 28 foi plotado a fraccedilatildeo de cada uma das fases presentes no processo de
moagem em funccedilatildeo do tempo Fica evidente que apoacutes a primeira hora a fraccedilatildeo de fase do niacutequel
eacute zero mas continua ocorrendo a nucleaccedilatildeo do Bi3Ni que estabiliza em 13 horas
TEMPO DE MOAGEM RWP 1205362 PARAcircMETROS DE REDE DO BI3NI
a (Å) b (Å) c (Å) Volume (Å3)
4 HORAS 77 139 8890(9) 4102(1) 11502(1) 41949(6)
7 HORAS 70 137 8891(3) 4106(1) 11500(1) 41986(9)
10 HORAS 71 131 8888(1) 4104(8) 11495(1) 41939(5)
13 HORAS 65 124 8893(5) 4104(3) 11507(1) 42003(2)
16 HORAS 64 124 8888(7) 4102(9) 11499(9) 41940(1)
19 HORAS 63 123 8894(1) 4105(1) 11506(5) 42012(3)
48
Figura 28 Fraccedilatildeo das fases de Ni Bi e Bi3Ni em funccedilatildeo do tempo de moagem
Utilizando-se a equaccedilatildeo 7 com os dados obtidos no refinamento pelo MR calculou-se
o tamanho meacutedio dos cristalitos de Bi3Ni em funccedilatildeo do tempo de moagem Na Figura 29
apresenta-se em forma de um graacutefico os valores obtidos Observamos que entre a quarta e a
seacutetima hora haacute um aumento aproximado de 14 no tamanho meacutedio do cristalito pode-se
atribuir esse aumento a uma possiacutevel deformaccedilatildeo plaacutestica da amostra acarretando num
acreacutescimo da aacuterea de superfiacutecie o que aumentaria progressivamente a probabilidade de
soldagem a frio dessas partiacuteculas gerando assim um aumento do tamanho meacutedio do cristalito
Entre a seacutetima e a deacutecima hora de moagem ocorre uma reduccedilatildeo de 26 no tamanho do
cristalito maior valor percentual obtido entre intervalos de moagem Entre a deacutecima sexta e a
deacutecima nona hora haacute uma estabilizaccedilatildeo no processo de reduccedilatildeo do tamanho de cristalito
Obtivemos no final do processo uma reduccedilatildeo total de aproximadamente 59 o que representa
um tamanho meacutedio de cristalito na ordem de 2653 nm
Plota-se na Figura 29 um graacutefico com tamanho meacutedio de cristalito do composto Bi3Ni
em funccedilatildeo do tempo de moagem
0 5 10 15 20
0
20
40
60
80
100
Fra
ccedilao d
e fases (
)
Tempo de moagem ( horas)
Bi
Bi3Ni
Ni
49
Figura 29 Tamanho meacutedio de cristalito de Bi3Ni em funccedilatildeo do tempo de moagem
Natildeo houve formaccedilatildeo de novas fases ou aparentemente quaisquer outras alteraccedilotildees
significativas apoacutes a deacutecima terceira hora de moagem Os uacutenicos efeitos com a continuaccedilatildeo da
moagem foram a melhora da cristalizaccedilatildeo da fase de interesse e o aumento de intensidade do
perfil referente a fase amorfa Poreacutem o processo de moagem totalizou 19 horas a finalidade
deste intervalo apoacutes a estabilizaccedilatildeo de formaccedilatildeo da fase pretendida foi verificar a possibilidade
de oxidaccedilatildeo da amostra que ficou exposta ao ambiente durante a execuccedilatildeo do DRX
Observa-se nos difratogramas da Figura 24 a formaccedilatildeo de uma acentuada elevaccedilatildeo na
linha de base entre a faixa de 2θ que vai de aproximadamente 26deg a 36deg A forma ou perfil
dessa elevaccedilatildeo eacute um forte indicio do aparecimento de uma fase amorfa Para alcanccedilar bom
acordo nos refinamentos Rietveld foram necessaacuterios 20 termos na funccedilatildeo polinomial de
Chebyshev para descrever estas linhas de base (background)
Analisando-se portanto os difratogramas referentes agraves etapas de 10 13 16 e 19 horas
eacute possiacutevel identificar o crescimento dessa fase amorfa conforme mostramos na Figura 30
4 6 8 10 12 14 16 18 20
25
30
35
40
45
50
55
Ta
ma
nh
o m
eacuted
io d
e c
rista
lito
(n
m)
Tempo de moagem (horas)
50
Estas curvas satildeo particularmente interessantes uma vez que podemos avaliar as
distacircncias R entre os primeiros vizinhos da fase desordenada aplicando a equaccedilatildeo de Ehrenfest
que pode ser expressa como [56]
2Rsen(θ) = 123λ (14)
O maacuteximo destas curvas correspondem a 2θ ~29o o que nos leva a distacircncias aproximada
de 38 Aring Esta distacircncia natildeo fere nenhum viacutenculo de distancias entre os atamos para
Ni-Ni~248 Aring Ni-Bi~ 278 Aring Bi-Bi~308 Aring Bi-O~214 Aring
Figura 30 Comparaccedilatildeo das funccedilotildees de background para a amostra moiacuteda por 10 13 16 e 19 horas
Com objetivo de avaliar com mais detalhes a estrutura nanocristalina e amorfa
realizamos medidas de difraccedilatildeo com configuraccedilotildees que produzissem uma maior qualidade nos
dados obtidos utilizamos uma cacircmara com baixo vaacutecuo e aumentamos o tempo de aquisiccedilatildeo
dos dados
A Figura 31 mostra o padratildeo obtido para a amostra final moiacuteda por 19 horas
Destacamos a evidente fase amorfa que se forma
10 20 30 40 50 60 70 80
19 horas
16 horas
13 horas
10 horas
Inte
nsid
ade (
u a)
2 (graus)
51
Figura 31 Formaccedilatildeo da fase amorfa na amostra de Bi3Ni apoacutes 19 horas de moagem
Comparando o padratildeo de DRX obtido para amostra moiacuteda por 19 horas com o
difratograma padratildeo de Bi3Ni (cartatildeo nuacutemero 391336 do ICSD) pode-se constatar a
equivalecircncia dos picos conforme apresentada Figura 32
Com os difratogramas de maior resoluccedilatildeo verificamos a presenccedila embora em uma
pequena fraccedilatildeo de Bi (ICSD no 64703) Assim como uma ligeira sugestatildeo da existecircncia de
Bi2O3 (ICSD no 41764) vislumbra-se essa fase em virtude da possiacutevel oxidaccedilatildeo da amostra
devido as sucessivas aberturas do jarro de moagem para realizaccedilatildeo do DRX entretanto
diferentemente do que se percebe para o bismuto natildeo haacute nenhum pico referente ao oxido de
bismuto
Na posiccedilatildeo de 2θ~27o existe um pico caracteriacutestico do Bi2O3 entretanto mesmo com a
melhor resoluccedilatildeo do DRX natildeo eacute possiacutevel distinguir claramente a fase do oxido de bismuto
assim durante o processo de refinamento pelo MR natildeo foi adicionada a fase relativa ao oxido
O refinamento pelo meacutetodo de Rietveld referente a amostra moiacuteda por 19h encontra-se
na Figura 33 percebe-se a boa concordacircncia obtida para a fase de interesse Bi3Ni e a fase
20 30 40 50 60 70 80
Bi
Inte
nsid
ade (
u a)
2 (graus)
Bi
20 25 30 35 40 45
52
amorfa O asterisco indicando o pico principal do Bi salienta que essa fase por contribuir
modestamente em um difratograma tatildeo complexo natildeo eacute bem ajustada
Figura 32 Difratograma da amostra moiacuteda 19h em conjunto com os CIFs de o Bi3Ni Bi e Bi2O3
Figura 33 Difratograma da amostra moiacuteda 19h e refinada por meacutetodo de Rietveld partindo dos CIFs
do Bi3Ni Bi
20 30 40 50 60 70 80
19 horas
Bi3Ni
Bi
Bi2O
3
In
tensid
ade (
u a)
2 (graus)
25 30 35 40
20 30 40 50 60 70 80
Experimental (19h)
Calculado
Residual
Inte
nsid
ade (
u a)
2 (graus)
20 25 30 35 40 45 50
53
Os trabalhos cientiacuteficos que versam sobre a produccedilatildeo e a caracterizaccedilatildeo do composto
Bi3Ni descrevem que a siacutentese pode ser realizada por vaacuterios mecanismos normalmente as
metodologias mais usadas para obtenccedilatildeo envolvem os processos em meio quiacutemico a
eletrodeposiccedilatildeo e a solidificaccedilatildeo raacutepida Em alguns casos utilizou-se longos processos teacutermicos
que envolvem a permanecircncia da amostra num forno de resistecircncia a 1100 degC durante 3 dias
[13] ou processos de sinterizaccedilatildeo com recozimento a vaacutecuo a temperatura de 1000 degC por 24
horas [15] Relata-se tambeacutem que conforme ocorreu neste trabalho algumas amostras
apresentam pequenos traccedilos de Bi em sua composiccedilatildeo final [13]
Dessa forma o primeiro desafio desse trabalho foi produzir uma fase uacutenica de Bi3Ni por
meio da moagem mecacircnica entretanto verificou-se no resultado obtido no DRX e no
refinamento pelo MR que a fase de Bi3Ni embora apresente uma fraccedilatildeo de 999 ainda possui
leves traccedilos do pico mais intenso de bismuto (indicado por um asterisco na Figura 33) Uma
proposta futura seria portanto acrescentar uma pequena quantidade de Ni para interagir com
esse Bi remanescente
42 Medidas de DRX in situ
Com o objetivo de estudar a estabilidade teacutermica e acompanhar a evoluccedilatildeo estrutural da
amostra em funccedilatildeo da temperatura foram realizadas medidas de DRX in situ conforme
descrito nos procedimentos experimentais A Figura 34 apresenta os quatro difratogramas
obtidos
A temperatura de 25 oC observa-se uma fase uacutenica do composto Bi3Ni (com jaacute
mencionado anteriormente a amostra possui uma leve indicaccedilatildeo da presenccedila de bismuto) que
possui estrutura ortorrocircmbica e grupo espacial Pnma eacute a mesma apresentada na Figura 32
A medida que aumentamos a temperatura conforme descrito na seccedilatildeo 3 Figura 21
inicia-se uma transformaccedilatildeo do composto inicial para o crescimento da fase tetragonal de Bi2O3
(ICSD no 41764) e da fase precursora de Bi Essa alteraccedilatildeo na composiccedilatildeo da amostra ocorre
em virtude da degradaccedilatildeo da fase Bi3Ni que conforme eleva-se a temperatura tem sua fraccedilatildeo
diminuiacuteda conforme verifica-se na Figura 36 Embora as medidas in situ terem sido feitas em
baixo vaacutecuo natildeo foi impedido o crescimento do Bi2O3
54
Na Figura 34 encontram-se plotados os DRX referentes as medidas realizadas em 25o
250o 300o e 350 oC as curvas foram deslocadas verticalmente para melhor comparaccedilatildeo
Figura 34 Padratildeo observado nos DRX da amostra submetida a aquecimento
A temperatura de 250 oC temos a ocorrecircncia de trecircs fases Bi3Ni Bi2O3 e Bi
O refinamento estrutural pelo meacutetodo de Rietveld estaacute mostrado na Figura 35 Mesmo tratando-
se de uma amostra com um elevado nuacutemeros de pico aleacutem da presenccedila de uma fase amorfa o
acordo entre o experimental e o calculado eacute notaacutevel Os valores dos iacutendices de avaliaccedilatildeo da
qualidade do refinamento referentes as quatro medidas realizadas encontram-se na tabela 5
20 30 40 50 60 70 80
350 0C
300 0C
250 0C
Inte
nsid
ade (
ua
)
2 (graus)
25 0C
55
Figura 35 Padratildeo obtidos no refinamento pelo MR para amostra aquecida a 250 0C
Tabela 5 Valores de Chi2 e de Rwp obtidos nos refinamentos realizados durante o processo de
aquecimento
A temperatura de 300 oC comeccedila a formaccedilatildeo da uma nova fase cubica de grupo espacial
I23 o Bi12NiO19 em detrimento da diminuiccedilatildeo da fase de Bi3Ni Aleacutem do aumento da fraccedilatildeo
da fase de Bi2O3
Temperatura de realizaccedilatildeo da medida Rwp 1205362
25 0C 69 23
250 0C 83 18
300 0C 98 26
350 0C 99 25
10 20 30 40 50 60 70 80
Inte
nsid
ade (
ua
)
2 (graus)
Experimental
Calculado
Residual
250 0C
25 30 35 40
56
O uacuteltimo DRX foi realizado a 350 oC a principal alteraccedilatildeo dessa medida refere-se ao
fato da inexistecircncia de picos referentes agrave fase Bi3Ni A fase majoritaacuteria torna-se agora a fase
referente ao Bi e a fase Bi12NiO19 (indexado na base de dados PDF2 mas natildeo na base de dados
ICSD) permanece estaacutevel isto eacute sem alteraccedilotildees significativas em sua fraccedilatildeo O fato de estarem
presentes picos referentes ao Bi mesmo apoacutes termos ultrapassado a temperatura de fusatildeo pode
ser explicado levando-se em consideraccedilatildeo a baixa condutividade teacutermica do bismuto aliado ao
excesso de defeitos produzidos na moagem assim natildeo obteve-se a fusatildeo do elemento
Utilizamos os dados obtidos nos refinamentos para plotar o graacutefico exposto na Figura
36 onde eacute possiacutevel observar a fraccedilatildeo de cada fase em funccedilatildeo da temperatura de execuccedilatildeo do
DRX Percebe-se a raacutepida decomposiccedilatildeo da fase de Bi3Ni que entre 250 oC e 350 oC apresenta
uma reduccedilatildeo percentual de aproximadamente 88 concomitantemente ao crescimento
percentual da fase de Bi
Figura 36 Fraccedilotildees de fase em funccedilatildeo da temperatura de realizaccedilatildeo do DRX in situ
O DRX realizado na amostra a 350 oC eacute mostrado na Figura 37 em conjunto aos CIFs
das fases constituintes Para a fase Bi12NiO19 natildeo foi encontrado o CIF no banco de dados do
Inorganic Crystal Structure Database (ICSD) Para refinar utilizando o meacutetodo de Rietveld
partimos do protoacutetipo estrutural de Bi26-x Mx O40-y (M = Mg Al Co Ni) O CIF desta fase
25 75 125 175 225 275 325 375
0
20
40
60
80
100
Fra
ccedilao d
e F
ases (
)
Temperatura (0C)
Bi3Ni
Bi2O
3
Bi
Bi12
NiO19
57
resultante estaacute mostrado em vermelho na Figura 37 e uma representaccedilatildeo da ceacutelula unitaacuteria na
Figura 38 os aacutetomos de oxigecircnio estatildeo representados na cor vermelha e o niacutequel em verde
Figura 37 Padratildeo observado no DRX da amostra em 350 oC em comparaccedilatildeo com o CIF das fases
constituintes
Figura 38 Projeccedilatildeo do eixo a e em perspectiva do Bi12NiO19
10 20 30 40 50 60 70 80
Inte
nsid
ade (
ua
)
2(graus)
350 graus
Bi2O
3
Bi
Bi12
NiO19
20 25 30 35 40 45 50 55
58
O refinamento estrutural utilizando estas fases estaacute mostrado na Figura 39 e os valores
referentes aos paracircmetros de rede obtidos para o refinamento da fase Bi12NiO19 constam na
tabela 6
Figura 39 Padratildeo obtidos no refinamento pelo MR para amostra aquecida a 350 0C
Tabela 6 Paracircmetros da ceacutelula unitaacuteria da estrutura Bi12NiO19
A Figura 40 conteacutem as fotografias retiradas do forno do difratocircmetro antes e apoacutes a
realizaccedilatildeo da medida Eacute possiacutevel verificar que a amostra devido a dilataccedilatildeo volumeacutetrica e a
fusatildeo do bismuto transborda o porta amostra
Paracircmetros de Rede a = b=c=10258(8) Aring
Acircngulos α = β = γ = 900
Volume da ceacutelula 107966(2) Aring3
Grupo de simetria Cuacutebico
Grupo espacial I23
10 20 30 40 50 60 70 80
Inte
nsid
ade (
ua
)
2 (graus)
Calculado
Experimental
Residual
350 0C
20 25 30 35 40 45
59
Figura 40 Fotografia do forno do DRX antes a apoacutes a realizaccedilatildeo das medidas
43 Calorimetria Diferencial de Varredura (DSC)
Com a finalidade de estudar e melhor entender a evoluccedilatildeo estrutural da amostra
observada nas medidas in situ realizou-se medidas DSC conforme descrito nos procedimentos
experimentais a temperatura final foi de 550 oC
Na Figura 41 mostramos as medidas DSC feitas em diferentes taxas de aquecimento
realizadas na amostra moiacuteda por 19 horas Em todas as 4 medidas vemos comportamentos
exoteacutermicos e endoteacutermicos Os picos endoteacutermicos ocorreram a uma temperatura aproximada
de 270 0C temperatura essa equivalente ao ponto de fusatildeo do bismuto e foram atribuiacutedos a
fusatildeo do Bi ocorrida em duas etapas
Comparando-se os resultados obtidos nas medidas in situ onde observamos a nucleaccedilatildeo
de uma nova fase a partir da temperatura de 250 oC com os resultados obtidos no DSC podemos
concluir que o pico exoteacutermico presente no termograma corresponde agrave nucleaccedilatildeo da fase de
Bi2O3
Com a finalidade de calcular a energia de ativaccedilatildeo (Ea) necessaacuteria para promover essa
nucleaccedilatildeo aplicamos a metodologia proposta por Kissinger [2] Conforme indicado na Figura
41 as 4 medidas foram feitas com taxas de aquecimento de 25 5 10 e 20 oCmin
60
A Figura 42 mostra em detalhes a Figura 41 onde vemos os valores das temperaturas
de pico de cristalizaccedilatildeo (Tc) e as referidas taxas de aquecimento (120591) Como era esperado a
medida que a taxa de aquecimento aumenta a temperatura de pico tambem aumenta
Figura 41 Termograma DSC plotados em conjunto para os diferentes fluxos de calor
Figura 42 Espectros DSC com as temperaturas de pico e suas respectivas taxas de aquecimento
100 150 200 250 300 350 400 450 500 550
250Cmin
50Cmin
100Cmin
fluxo d
e c
alo
r (u
a)
Temperatura (0C)
200Cmin
exo
230 235 240 245 250 255 260 265 270 275 280 285
250Cmin
50Cmin
100Cmin
fluxo d
e c
alo
r (u
a )
Temperatura (0C)
242 0C
252 0C
266 0C
278 0C
200Cmin
exo
61
Com os dados fornecidos na Figura 42 pode-se calcular a energia de ativaccedilatildeo referente
a nucleaccedilatildeo da fase de Bi2O3 Plotando-se um graacutefico linear de ln(120591
1198791198882) versus
1
119879119888 onde o
coeficiente angular eacute (minus119864119886
119877) obteacutem-se a energia de ativaccedilatildeo A Figura 43 apresenta a
linearizaccedilatildeo da equaccedilatildeo 16 de onde se obteacutem a energia de ativaccedilatildeo do processo de nucleaccedilatildeo
do Bi2O3
Figura 43 Graacutefico linear do ln(120591
1198791198882) versus
1
119879119888
Logo considerando as relaccedilotildees anteriormente definidas eacute possiacutevel calcular a energia de
ativaccedilatildeo uma vez que m = (minus119864119886
119877) e R = 831 jmol K Desse modo a energia de ativaccedilatildeo
necessaacuteria para promover a nucleaccedilatildeo da fase Bi2O3 eacute de 12465 kJmol
A metodologia proposta permitiria tambeacutem calcular a energia de ativaccedilatildeo necessaacuteria
para cristalizar a fase amorfa as medidas de DSC foram planejadas ateacute a temperatura de
550 oC devido a limitaccedilotildees do equipamento poreacutem como fica evidente na Figura 41 natildeo se
observa nenhum pico exoteacutermico apoacutes os 350 oC que se possa estar associado a cristalizaccedilatildeo da
fase amorfa O pico exoteacutermico existente como jaacute mencionado ocorreu a uma temperatura que
variou de 242 0C agrave 278 0C e refere-se agrave nucleaccedilatildeo de fase
182 184 186 188 190 192 194
-115
-110
-105
-100
-95
ln (
T2 c)
1Tc (10
-3 k
-1)
62
44 Tratamento teacutermico
Apoacutes a realizaccedilatildeo das medidas de DRX in situ e das medidas de DSC a fase amorfa
ainda se encontrava presente assim foi realizado um tratamento teacutermico com a finalidade de
promover a cristalizaccedilatildeo da fase amorfa presente
O tratamento teacutermico foi realizado a uma taxa constante de 10 0Cmim ateacute a temperatura
de 800 0C com a atmosfera protegida por gaacutes argocircnio Na Figura 44 apresenta-se o difratograma
da amostra realizado apoacutes o do tratamento teacutermico vemos no detalhe que a acentuada elevaccedilatildeo
na linha de base entre a faixa de 2θ que vai de aproximadamente 26deg agrave 36deg e que corresponde
a fase amorfa desapareceu completamente
Figura 44 Difratograma da amostra apoacutes tratamento teacutermico
Para a amostra tratada termicamente foram identificadas trecircs fases similar ao observado
nas medias in situ a 350 oC foram identificadas a fase cuacutebica Bi12NiO19 a fase tetragonal de
Bi2O3 (ICSD no 41764) e a fase romboeacutedrica de Bismuto (ICSD no 64703) Na Figura 45
apresentamos o padratildeo observado plotado juntamente com o CIF das 3 fases identificadas
10 20 30 40 50 60 70 80
Inte
nsid
ad
e (
ua
)
2 (graus)
Pos Tratamento Teacutermico
20 25 30 35 40 45 50 55 60
63
Figura 45 Difratograma da amostra apoacutes tratamento teacutermico em conjunto com os CIFs de Bi Bi2O3 e
Bi12NiO19
Pode-se verificar no padratildeo do difratograma da Figura 45 que pelo formato da linha de
base obtida ocorreu a cristalizaccedilatildeo da fase amorfa e as fases identificadas correspondem aos
picos presentes no DRX da amostra
O refinamento realizado pelo MR confirmou a identificaccedilatildeo das fases contidas na
amostra no sentido da exata correspondecircncia entre os picos obtidos nos padrotildees calculados e
observados As fraccedilotildees das fases da amostra que sofreu tratamento teacutermico em comparaccedilatildeo com
as fraccedilotildees obtidas no DRX in situ estatildeo apresentados na tabela 7
Tabela 7 Fraccedilotildees das fases apoacutes tratamento teacutermico e DRX in situ a 350 oC
Fraccedilatildeo das fases Tratamento Teacutermico DRX in situ a 350 oC
Bi12NiO19 90 137
Bi2O3 89 20
Bi 11 663
10 20 30 40 50 60 70 80
Inte
nsid
ade (
ua
)
2 (graus)
Observado
Bi
Bi2O
3
Bi12
NiO19
25 30 35 40 45 50 55
64
O aumento da temperatura propicia a nucleaccedilatildeo das fases de Bi2O3 e Bi12NiO19 em
detrimento da diminuiccedilatildeo da fase Bi3Ni
O refinamento pelo meacutetodo de Rietveld para amostra que sofreu tratamento teacutermico
apresentou uma boa concordacircncia para os perfis calculado e experimental Nesse refinamento
foi utilizado o CIF modificado de Bi12NiO19 Na Figura 46 temos o padratildeo experimental e o
calculado obtidos no refinamento pelo MR
Figura 46 Padratildeo observado e experimental refinado pelo MR para amostra tratada termicamente
Compara-se na Figura 47 os difratogramas obtidos para amostra tratada termicamente e
para o DRX in situ a temperatura de 350 oC eacute possiacutevel identificar a correspondecircncia entre os
picos entretanto eacute notaacutevel a diferenccedila na linha de base do difratograma referente ao DRX in
situ contra o DRX da amostra submetida a tratamento teacutermico Pode-se concluir que para
ocorrer a cristalizaccedilatildeo da fase amorfa eacute necessaacuterio que a temperatura do tratamento teacutermico seja
superior a 550 0C
10 20 30 40 50 60 70 80
Inte
nsid
ade (
ua
)
2 (graus)
Calculado
Experimental
Residual
Pos Tratamento Teacutermico
65
Outro fenocircmeno perceptiacutevel eacute o deslocamento em 2θ da posiccedilatildeo dos picos O
difratograma da amostra que foi ao forno do DRX tem a posiccedilatildeo dos seus picos deslocados para
direita em comparaccedilatildeo ao observado no CIF do Bi12NiO19 e no DRX da amostra que passou
por tratamento teacutermico Podemos associar esse deslocamento a contraccedilatildeo do volume da ceacutelula
unitaacuteria Considerando o valor padratildeo do volume do composto Bi12NiO19 constante na tabela
5 ocorreu uma reduccedilatildeo de volume de aproximadamente 155 para amostra tratada
termicamente e uma variaccedilatildeo positiva de 005 para amostra do DRX in situ Na Figura 47
plotamos juntos os difratogramas da amostra tratada termicamente da amostra que realizou a
medida in situ a 350 0C e o CIF do Bi12NiO19
Figura 47 Difratogramas das amostras apoacutes tratamento teacutermico e DRX in situ em conjunto com o
CIF do Bi12NiO19
O tratamento teacutermico realizado produziu o resultado esperado cristalizando a fase
amorfa As fases presentes na amostra apoacutes a realizaccedilatildeo do tratamento estatildeo em conformidade
agraves encontradas nas medidas de DRX in situ
20 30 40 50 60 70 80
Bi
Inte
nsid
ade (
u a)
2 (graus)
Bi
20 25 30 35 40 45
66
5 CONCLUSAtildeO
A sintetizaccedilatildeo do composto nanoestruturado de Bi3Ni foi realizado de modo eficiente
apoacutes 13 horas de moagem mecacircnica
As medidas de difraccedilatildeo de Raio X possibilitaram acompanhar a evoluccedilatildeo estrutural e a
nucleaccedilatildeo da fase de Bi3Ni O refinamento realizado pelo Meacutetodo de Rietveld proporcionou a
quantificaccedilatildeo dos paracircmetros cristalograacuteficos tais como paracircmetros de rede volume da ceacutelula
unitaacuteria fraccedilatildeo das fases presentes e tamanho de cristalito Os fatores de qualidade e
convergecircncia alcanccedilaram valores satisfatoacuterios correspondendo a exata simulaccedilatildeo do padratildeo
observado
A anaacutelise teacutermica realizada por meio das medidas de DRX in situ permitiu o estudo da
estabilidade teacutermica e o acompanhamento da evoluccedilatildeo estrutural da amostra em funccedilatildeo da
temperatura Foi possiacutevel identificar duas novas fases presentes o Bi2O3 e Bi12NiO19 nucleadas
agraves custas da fase de Bi3Ni Na temperatura de 350 oC a amostra eacute composta das fases Bi12NiO19
Bi2O3 e Bi
As medidas de DSC realizadas ateacute a temperatura de 550 oC e com quatro diferentes
taxas de aquecimento foram utilizadas para se calcular com o uso da equaccedilatildeo de Kissinger a
energia de ativaccedilatildeo (Ea) necessaacuteria para promover a nucleaccedilatildeo do composto Bi12NiO19 que eacute de
12465 kJmol
O tratamento teacutermico no forno ateacute 800 oC promoveu o relaxamento dos defeitos e
tensotildees causadas durante a moagem mecacircnica e a cristalizaccedilatildeo da fase amorfa natildeo sendo mais
possiacutevel identificar no DRX realizado o perfil referente a essa fase Identificou-se novamente a
fase Bi12NiO19 aleacutem da ocorrecircncia das fases de Bi2O3 e Bi jaacute identificadas nas medidas de
DRX in situ confirmando a consistecircncia dos resultados obtidos por dois ensaios diferentes
Pocircde-se verificar o mesmo fenocircmeno em todos os ensaios que envolveram o
aquecimento da amostra Ao aquecer-se o Bi3Ni ocorre um processo de oxidaccedilatildeo que resulta
na formaccedilatildeo da fase de Bi2O3 e a fase de Bi12NiO19 todas associadas ao consumo de Bi da fase
Bi3Ni
Para realizaccedilatildeo de estudos futuros com o intuito de se obter a fase uacutenica de Bi3Ni
pode-se alterar ligeiramente as massas dos produtos com a adiccedilatildeo de um pouco de niacutequel
67
Pode-se melhorar o controle das condiccedilotildees de realizaccedilatildeo dos tratamentos teacutermicos com o
intuito de se evitar a oxidaccedilatildeo A realizaccedilatildeo de medidas de DSC ateacute a temperatura de 800 0C
poderaacute revelar picos exoteacutermicos e propiciar condiccedilotildees para se calcular a energia necessaacuteria
para promover a cristalizaccedilatildeo da fase amorfa
68
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36
3 PROCEDIMENTOS EXPERIMENTAIS
31 Produccedilatildeo da Amostra
Para produccedilatildeo da amostra de Bi3Ni utilizou-se a formula AxBy onde x + y =100 e as
relaccedilotildees abaixo descritas as quais permitem encontrar os valores em fraccedilatildeo da massa de cada
componente
119872119879119900119905119886119897 = (119909
119909+119910) 119872119860 + (
119910
119909+119910) 119872119861
119876119860 = (119909
119909+119910)
119872119860
119872119879119874119879119860119871 e (13)
119876119861 = (119910
119909 + 119910)
119872119861
119872119879119874119879119860119871
onde MTotal = massa total a ser pesada MA = massa do elemento A (constante na Tabela
Perioacutedica) MB = massa do elemento B (constante na Tabela Perioacutedica) QA = fraccedilatildeo da massa
do elemento A a ser pesada e QB = fraccedilatildeo da massa do elemento B a ser pesada
Considerando-se as relaccedilotildees acima a amostra composta pelos elementos quiacutemicos
Niacutequel (Ni) e Bismuto (Bi) foi produzida com a massa total de 3 gramas sendo 026 gramas
de Ni (Alfa Aesar com 9995 de pureza e com tamanho de partiacutecula de minus100 mesh) e 274
gramas de Bi (Alfa Aesar com 9995 de pureza e com tamanho de partiacutecula de minus100 mesh)
Para pesagem foi utilizada a balanccedila eletrocircnica de alta precisatildeo (001mg) SHIMADZU modelo
(AUW220D)
32 Siacutentese Mecacircnica
Apoacutes a preparaccedilatildeo da amostra iniciou-se a fase da moagem mecacircnica Para tal utilizou-
se o moinho High Energy Ball Mill Emax da Retsch pertencente ao Laboratoacuterio de Siacutentese e
Caracterizaccedilatildeo de Nanomateriais (LSCN) do IFAM O moinho Emax combina vantagens de
diversos tipos de moinho tais como impacto de alta frequecircncia (moinho oscilante) atrito
37
intenso (moinho oscilante de discos) e movimentos rotativos controlados do vaso de moagem
(moinho de bolas planetaacuterio) o que proporciona um oacutetimo desempenho [55]
Na Figura 16 satildeo mostradas as imagens do moinho na imagem agrave esquerda observa-se a posiccedilatildeo
de fixaccedilatildeo dos dois jarros de moagem
Figura 16 Moinho High Energy Ball Mill Emax
Os suportes de cada vaso satildeo afixados sobre dois discos que giram no mesmo sentido
movendo assim os vasos por uma trajetoacuteria circular sem que estes modifiquem sua orientaccedilatildeo
A accedilatildeo combinada da geometria dos vasos e da mecacircnica do movimento gera um forte atrito
entre as bolas a amostra e as paredes do vaso bem como uma elevada aceleraccedilatildeo que lanccedila as
bolas com forte impacto contra a amostra junto agraves paredes do vaso Disso resulta uma melhor
mistura das partiacuteculas e uma menor granulometria final [55]
O moinho possui um sistema de resfriamento por aacutegua permitindo que a elevada
aplicaccedilatildeo de energia possa ser aproveitada com eficiecircncia no processo de moagem sem que a
amostra se superaqueccedila
A amostra foi colocada no jarro de moagem juntamente com 3 esferas de accedilo inoxidaacutevel
com massa total de 2092 g resultando numa BPR aproximada de 71 O jarro de moagem foi
levado a glove box onde foi realizado o vaacutecuo do ambiente com a posterior injeccedilatildeo de gaacutes
Argocircnio e a selagem do vaso de moagem Esse procedimento teve como objetivo evitar uma
possiacutevel oxidaccedilatildeo da amostra durante a moagem mecacircnica
38
Na Figura 17 eacute possiacutevel visualizar o jarro de moagem em dois momentos sendo o
primeiro entes do fechamento com as esferas e a amostra e posteriormente durante o processo
de fechamento dentro da glove box
Figura 17 Preparaccedilatildeo e selagem do vaso de moagem
O primeiro processo de moagem da mistura foi realizado durante uma hora Apoacutes esse
tempo o jarro foi aberto e feito uma Difraccedilatildeo de Raios X (DRX) da amostra Seguiu-se entatildeo
para selagem do vaso de moagem e preparaccedilatildeo para novo ciclo de moagem O intervalo de
moagem passou a ser de 3 horas sendo realizado em trecircs etapas de 1 hora entre cada etapa
houve um intervalo de 5 minutos para resfriamento da amostra realizadas sem abertura do jarro
de moagem
No procedimento foi utilizada a rotaccedilatildeo de 1000 rpm a temperatura do vaso variou de
27 degC agrave 39 degC no final da moagem Apoacutes as 3 horas de moagem o vaso foi aberto e realizou-se
um DRX da amostra Esse processo se repetiu por seis vezes tendo gerado intervalos de tempo
de1h 4hs 7hs 10hs 13hs 16hs e 19hs de moagem
O fim da moagem foi estabelecido com base na anaacutelise dos difratogramas da amostra e
da constataccedilatildeo de equiliacutebrio na evoluccedilatildeo ou formaccedilatildeo de novas fases
39
33 Difraccedilatildeo de Raios X
As medidas de DRX foram realizadas no Laboratoacuterio de Materiais (LabMat) da UFAM
utilizando um Difratocircmetro de Raio-X modelo Empyrean da PANalytical com radiaccedilatildeo CuKα1
de 1 5406 Aring e se dividiram em duas etapas
A primeira etapa foi realizada com os intervalos de 1h 4hs 7hs 10hs 13hs 16hs e 19
horas e teve como finalidade acompanhar a evoluccedilatildeo estrutural da amostra e confirmar a
formaccedilatildeo da fase uacutenica de Bi3Ni
A Figura 18 apresenta o porta amostra em duas etapas distintas a primeira com a
amostra sendo preparada adequadamente e na segunda pronta para a realizaccedilatildeo do DRX
Figura 18 Preparaccedilatildeo da amostra para realizaccedilatildeo de DRX
Os difratogramas experimentais gerados foram submetidos agrave identificaccedilatildeo das fases
cristalinas atraveacutes de comparaccedilotildees com padrotildees difratomeacutetricos disponibilizados no banco de
dados do Inorganic Crystal Structure Database ndash ICSD
Na Figura 19 apresenta-se o goniocircmetro difratocircmetro de raio-X modelo Empyrean da
PANalytical
40
Figura 19 Difratocircmetro de Raio-X modelo Empyrean da PANalytical
Os padrotildees usados de DRX foram os seguintes
Faixa de acircngulo 10 ndash 100deg
Velocidade de escaneamento 1deg min
Tempo aproximado de realizaccedilatildeo do difratograma 45 min
Tubo de raio-X de cobre (Cu)
Voltagem 40 kV
Corrente 30 mA
Divergecircncia de fenda 10 (deg)
Dispersatildeo de fenda 10 (deg)
A segunda etapa das medidas de DRX foi realizada com uso do forno e medidas in situ
tendo sido realizadas com a amostra moiacuteda por 19 horas nas temperaturas de 250 2500 3000 e
350 0C essas medidas tiveram a finalidade de acompanhar o comportamento estrutural em
funccedilatildeo da temperatura e estudar a estabilidade teacutermica da amostra Detalhes do forno estatildeo
ilustrados nas Figuras 20
41
Figura 20 Preparaccedilatildeo da amostra e porta amostra no forno do DRX
A primeira mediccedilatildeo foi realizada a temperatura de 25 oC seguindo-se de um
aquecimento a taxa de 10 oCmin ateacute atingir a temperatura de 250 oC apoacutes atingir a temperatura
procedeu-se uma execuccedilatildeo de uma isoteacutermica por 10 minutos antes da mediccedilatildeo in situ de DRX
O procedimento foi repetido para as temperaturas de 300 oC e 350 oC conforme pode-se
observar na rampa de aquecimento da Figura 21
Figura 21 Rampa de aquecimento para medidas in situ de DRX
34 Refinamento pelo Meacutetodo de Rietveld
Para realizaccedilatildeo dos refinamentos pelo MR desta dissertaccedilatildeo utilizou-se o programa
GSAS (General Structure Analysis System) e o EXPGUI [4748]
42
Para se descrever o formato dos picos de DRX utilizou-se a funccedilatildeo perfil pseudo-Voigt
de Thompson-Cox-Hasting modificada funccedilatildeo de perfil CW 4 no pacote GSAS que considera
o modelo anisotroacutepico de Stephens e efeitos de textura [4950]
Para o coeficiente de mistura (η) que determina as contribuiccedilotildees do alargamento
gaussiano (η = 0) e Lorentziano (η = 1) nas equaccedilotildees 5 e 6 foi utilizado neste trabalho o valor
de η = 075
Os coeficientes de alargamento instrumental V e W constantes na equaccedilatildeo 5 foram
previamente obtidos a partir do DRX de uma amostra padratildeo bem cristalizada e mantidos fixos
no refinamento dos dados experimentais
Para o caacutelculo do tamanho meacutedio de cristalito com o uso da equaccedilatildeo 7 utilizou-se o
valor de K = 091 e 120582=0154056 nm
O GSAS dispotildee de 8 tipos de funccedilotildees de background neste trabalho utilizou-se a funccedilatildeo
polinomial de Chebyshev o nuacutemero de termos variou tendo sido utilizados 20 termos na funccedilatildeo
polinomial para refinamentos com a presenccedila da fase amorfa e 6 termos apoacutes a cristalizaccedilatildeo da
fase amorfa
Para iniacutecio do refinamento no programa EXPGUI foi utilizado o diagrama de blocos da
Figura 12 e para o refinamento dos paracircmetros as correlaccedilotildees da tabela 3
35 Tratamento Teacutermico
Foi realizado um tratamento teacutermico na amostra moiacuteda por 19 horas com a finalidade
de promover o relaxamento dos defeitos e tensotildees causados durante a moagem mecacircnica e a
cristalizaccedilatildeo da fase amorfa presente A partir da temperatura ambiente 25 oC iniciou-se o
aquecimento a uma taxa de 10 oCmin A temperatura final foi de 800 oC seguindo-se do
desligamento do forno que se manteve fechado ateacute que a temperatura da amostra atingisse
25 oC Em seguida a amostra foi retirada do forno e foi realizado um DRX Utilizou-se um forno
tubular com tubo de quartzo e uma atmosfera com fluxo constante de gaacutes argocircnio ilustrado
na Figura 22
43
Figura 22 Forno utilizado para realizar o tratamento teacutermico
36 Calorimetria Diferencial de Varredura (DSC)
As medidas de DSC foram realizadas na amostra moiacuteda por 19 horas em uma ceacutelula
Netzsch modelo DSC 3500 Sirius pertencente ao Laboratoacuterio de Termo ciecircncias da UFAM
Para realizaccedilatildeo das medidas utilizou-se um fluxo de proteccedilatildeo de N2 a 50 mlmin com
temperatura inicial de 25 oC e temperatura final de 550 oC
Foram realizadas quatro medidas com as taxas de transferecircncia de calor de 25 oCmin
5 oCmin 10 oCmin e 20 oCmin Foram utilizados cadinhos (porta amostra) de alumiacutenio e a
massa meacutedia de 22 mg de amostra foi utilizada nos quatro experimentos
Na Figura 23 eacute mostrada a ceacutelula Netzsch modelo DSC 3500 Sirius onde foram
realizadas as medidas e os cadinhos sendo dois fechados e um com a amostra visiacutevel
Figura 23 Equipamento utilizado para realizar o DSC
44
4 RESULTADOS E DISCUSSOtildeES
41 Evoluccedilatildeo estrutural
A Figura 24 mostra a evoluccedilatildeo estrutural durante o processo de siacutentese conforme
descrito nos procedimentos experimentais Qualitativamente podemos ver nesta figura uma
modificaccedilatildeo gradativa dos padrotildees de difraccedilatildeo O pico mais intenso da amostra moiacuteda por 1
hora corresponde ao plano (1 0 -2) do Bi precursor
Acompanhando o comportamento deste plano em especiacutefico constata-se que entre a
primeira e a quarta hora o mesmo sofre apenas uma ligeira diminuiccedilatildeo Concomitantemente
com este decreacutescimo emergem pequenos novos picos em 2θ aproximadamente entre 28 e 35o
Com 7 horas de moagem os novos picos satildeo evidentes e foram identificados junto agrave base de
dados do ICSD como a estrutura desejada Bi3Ni grupo espacial Pnma (cartatildeo nuacutemero 391336)
Em 13 horas de moagem o pico do Bi atinge seu miacutenimo e segue estaacutevel ateacute 19 h de moagem
Dada a observaccedilatildeo da estabilizaccedilatildeo estrutural o processo foi interrompido Uma anaacutelise mais
detalhada dos difratogramas seraacute mostrada e discutida na sequecircncia
Figura 24 Padratildeo de difraccedilatildeo observado para amostra e Bi3Ni durante todo intervalo de moagem
10 20 30 40 50 60 70 80
19h
16h
1h
10h
1h
7h
4h
2(graus)
1h
13h
Inte
nsid
ade (
ua
)
45
Na Figura 25 mostramos a indexaccedilatildeo das fases na primeira hora de moagem onde foi
verificada o iniacutecio da nucleaccedilatildeo do Bi3Ni Tambeacutem eacute possiacutevel observar os picos do elemento
precursor minoritaacuterio no caso o Niacutequel (cartatildeo ICSD 64703)
Figura 25 Difratograma obtido apoacutes a primeira hora de moagem
Seguindo o processo de moagem conforme descrito nos procedimentos experimentais
a amostra foi moiacuteda por mais 3 horas totalizando 4 horas de moagem os difratogramas obtidos
satildeo apresentados nas Figuras 26 e 27 Nesta etapa jaacute natildeo eacute mais possiacutevel identificar a presenccedila
dos picos referentes ao niacutequel dessa forma somente satildeo observados os picos do bismuto e do
Bi3Ni Poreacutem como verificamos na Figura 24 a nucleaccedilatildeo da liga Bi3Ni continua ocorrendo
sistematicamente
Na Figura 26 mostramos uma comparaccedilatildeo do difratograma padratildeo de Bi3Ni (cartatildeo
nuacutemero 391336 do ICSD) com o difratograma da amostra moiacuteda por 4 horas plotados em
conjunto para destacar a nucleaccedilatildeo da fase de Bi3Ni
Na Figura 27 apresenta-se o resultado do refinamento pelo meacutetodo de Rietveld para as
4 horas de moagem Eacute possiacutevel verificar um bom acordo entre o padratildeo de DRX da amostra e
o padratildeo refinado por MR Os fatores de qualidade podem ser verificados na tabela 4 Neste
refinamento obtivemos uma fraccedilatildeo de fase equivalente a 67 de Bi e 33 de Bi3Ni
46
Figura 26 Difratograma da amostra moiacuteda durante 4 horas (curva com ruiacutedo) e o padratildeo idealizado
do Bi3Ni calculado a partir do arquivo CIF (cartatildeo ICSD no 391336)
Figura 27 Padratildeo observado no DRX (4horas) calculado e residual obtidos no refinamento pelo MR
10 20 30 40 50 60 70 80
23 24 25 26 27 28 29 30 31 32 33
Inte
nsid
ade (
ua
)
2(graus)
4 horas
CIF Bi3Ni
10 20 30 40 50 60 70 80
Experimental
Calculado
Residual
Inte
nsid
ade (
u a)
2 (graus)
4 horas
25 30 35 40 45
47
Em todas as etapas do processo de moagem foram obtidos refinamentos com iacutendices de
qualidade muito semelhantes Natildeo houve alteraccedilatildeo nos acircngulos da ceacutelula unitaacuteria do composto
de Bi3Ni que permanecerem com α= β= λ = 90o Os valores obtidos para os iacutendices de avaliaccedilatildeo
da qualidade e os paracircmetros de rede encontram-se na tabela 4
Tabela 4 Valores de Rwp e 1205362 obtidos nos refinamentos realizados durante o processo de moagem
mecacircnica para o Bi3Ni
Com os resultados obtidos nos refinamentos determinou-se as contribuiccedilotildees em
porcentagem de cada fase em funccedilatildeo do tempo de moagem Verifica-se que apoacutes a primeira
hora de moagem natildeo se identifica no difratograma a presenccedila de Ni entretanto a fase de Bi3Ni
continua nucleando indicando que ainda existe niacutequel disponiacutevel para a formaccedilatildeo desta fase
Pode-se conceber algumas hipoacuteteses para este fato A primeira refere-se agrave sensibilidade do
equipamento de DRX que natildeo identifica precisamente elementos com fraccedilatildeo de fase menor
que 10 Outa hipoacutetese provaacutevel pode ser atribuiacutea a uma adesatildeo do niacutequel nas paredes do jarro
de moagem ou nas esferas de accedilo tendo em vista sua ductilidade
Na Figura 28 foi plotado a fraccedilatildeo de cada uma das fases presentes no processo de
moagem em funccedilatildeo do tempo Fica evidente que apoacutes a primeira hora a fraccedilatildeo de fase do niacutequel
eacute zero mas continua ocorrendo a nucleaccedilatildeo do Bi3Ni que estabiliza em 13 horas
TEMPO DE MOAGEM RWP 1205362 PARAcircMETROS DE REDE DO BI3NI
a (Å) b (Å) c (Å) Volume (Å3)
4 HORAS 77 139 8890(9) 4102(1) 11502(1) 41949(6)
7 HORAS 70 137 8891(3) 4106(1) 11500(1) 41986(9)
10 HORAS 71 131 8888(1) 4104(8) 11495(1) 41939(5)
13 HORAS 65 124 8893(5) 4104(3) 11507(1) 42003(2)
16 HORAS 64 124 8888(7) 4102(9) 11499(9) 41940(1)
19 HORAS 63 123 8894(1) 4105(1) 11506(5) 42012(3)
48
Figura 28 Fraccedilatildeo das fases de Ni Bi e Bi3Ni em funccedilatildeo do tempo de moagem
Utilizando-se a equaccedilatildeo 7 com os dados obtidos no refinamento pelo MR calculou-se
o tamanho meacutedio dos cristalitos de Bi3Ni em funccedilatildeo do tempo de moagem Na Figura 29
apresenta-se em forma de um graacutefico os valores obtidos Observamos que entre a quarta e a
seacutetima hora haacute um aumento aproximado de 14 no tamanho meacutedio do cristalito pode-se
atribuir esse aumento a uma possiacutevel deformaccedilatildeo plaacutestica da amostra acarretando num
acreacutescimo da aacuterea de superfiacutecie o que aumentaria progressivamente a probabilidade de
soldagem a frio dessas partiacuteculas gerando assim um aumento do tamanho meacutedio do cristalito
Entre a seacutetima e a deacutecima hora de moagem ocorre uma reduccedilatildeo de 26 no tamanho do
cristalito maior valor percentual obtido entre intervalos de moagem Entre a deacutecima sexta e a
deacutecima nona hora haacute uma estabilizaccedilatildeo no processo de reduccedilatildeo do tamanho de cristalito
Obtivemos no final do processo uma reduccedilatildeo total de aproximadamente 59 o que representa
um tamanho meacutedio de cristalito na ordem de 2653 nm
Plota-se na Figura 29 um graacutefico com tamanho meacutedio de cristalito do composto Bi3Ni
em funccedilatildeo do tempo de moagem
0 5 10 15 20
0
20
40
60
80
100
Fra
ccedilao d
e fases (
)
Tempo de moagem ( horas)
Bi
Bi3Ni
Ni
49
Figura 29 Tamanho meacutedio de cristalito de Bi3Ni em funccedilatildeo do tempo de moagem
Natildeo houve formaccedilatildeo de novas fases ou aparentemente quaisquer outras alteraccedilotildees
significativas apoacutes a deacutecima terceira hora de moagem Os uacutenicos efeitos com a continuaccedilatildeo da
moagem foram a melhora da cristalizaccedilatildeo da fase de interesse e o aumento de intensidade do
perfil referente a fase amorfa Poreacutem o processo de moagem totalizou 19 horas a finalidade
deste intervalo apoacutes a estabilizaccedilatildeo de formaccedilatildeo da fase pretendida foi verificar a possibilidade
de oxidaccedilatildeo da amostra que ficou exposta ao ambiente durante a execuccedilatildeo do DRX
Observa-se nos difratogramas da Figura 24 a formaccedilatildeo de uma acentuada elevaccedilatildeo na
linha de base entre a faixa de 2θ que vai de aproximadamente 26deg a 36deg A forma ou perfil
dessa elevaccedilatildeo eacute um forte indicio do aparecimento de uma fase amorfa Para alcanccedilar bom
acordo nos refinamentos Rietveld foram necessaacuterios 20 termos na funccedilatildeo polinomial de
Chebyshev para descrever estas linhas de base (background)
Analisando-se portanto os difratogramas referentes agraves etapas de 10 13 16 e 19 horas
eacute possiacutevel identificar o crescimento dessa fase amorfa conforme mostramos na Figura 30
4 6 8 10 12 14 16 18 20
25
30
35
40
45
50
55
Ta
ma
nh
o m
eacuted
io d
e c
rista
lito
(n
m)
Tempo de moagem (horas)
50
Estas curvas satildeo particularmente interessantes uma vez que podemos avaliar as
distacircncias R entre os primeiros vizinhos da fase desordenada aplicando a equaccedilatildeo de Ehrenfest
que pode ser expressa como [56]
2Rsen(θ) = 123λ (14)
O maacuteximo destas curvas correspondem a 2θ ~29o o que nos leva a distacircncias aproximada
de 38 Aring Esta distacircncia natildeo fere nenhum viacutenculo de distancias entre os atamos para
Ni-Ni~248 Aring Ni-Bi~ 278 Aring Bi-Bi~308 Aring Bi-O~214 Aring
Figura 30 Comparaccedilatildeo das funccedilotildees de background para a amostra moiacuteda por 10 13 16 e 19 horas
Com objetivo de avaliar com mais detalhes a estrutura nanocristalina e amorfa
realizamos medidas de difraccedilatildeo com configuraccedilotildees que produzissem uma maior qualidade nos
dados obtidos utilizamos uma cacircmara com baixo vaacutecuo e aumentamos o tempo de aquisiccedilatildeo
dos dados
A Figura 31 mostra o padratildeo obtido para a amostra final moiacuteda por 19 horas
Destacamos a evidente fase amorfa que se forma
10 20 30 40 50 60 70 80
19 horas
16 horas
13 horas
10 horas
Inte
nsid
ade (
u a)
2 (graus)
51
Figura 31 Formaccedilatildeo da fase amorfa na amostra de Bi3Ni apoacutes 19 horas de moagem
Comparando o padratildeo de DRX obtido para amostra moiacuteda por 19 horas com o
difratograma padratildeo de Bi3Ni (cartatildeo nuacutemero 391336 do ICSD) pode-se constatar a
equivalecircncia dos picos conforme apresentada Figura 32
Com os difratogramas de maior resoluccedilatildeo verificamos a presenccedila embora em uma
pequena fraccedilatildeo de Bi (ICSD no 64703) Assim como uma ligeira sugestatildeo da existecircncia de
Bi2O3 (ICSD no 41764) vislumbra-se essa fase em virtude da possiacutevel oxidaccedilatildeo da amostra
devido as sucessivas aberturas do jarro de moagem para realizaccedilatildeo do DRX entretanto
diferentemente do que se percebe para o bismuto natildeo haacute nenhum pico referente ao oxido de
bismuto
Na posiccedilatildeo de 2θ~27o existe um pico caracteriacutestico do Bi2O3 entretanto mesmo com a
melhor resoluccedilatildeo do DRX natildeo eacute possiacutevel distinguir claramente a fase do oxido de bismuto
assim durante o processo de refinamento pelo MR natildeo foi adicionada a fase relativa ao oxido
O refinamento pelo meacutetodo de Rietveld referente a amostra moiacuteda por 19h encontra-se
na Figura 33 percebe-se a boa concordacircncia obtida para a fase de interesse Bi3Ni e a fase
20 30 40 50 60 70 80
Bi
Inte
nsid
ade (
u a)
2 (graus)
Bi
20 25 30 35 40 45
52
amorfa O asterisco indicando o pico principal do Bi salienta que essa fase por contribuir
modestamente em um difratograma tatildeo complexo natildeo eacute bem ajustada
Figura 32 Difratograma da amostra moiacuteda 19h em conjunto com os CIFs de o Bi3Ni Bi e Bi2O3
Figura 33 Difratograma da amostra moiacuteda 19h e refinada por meacutetodo de Rietveld partindo dos CIFs
do Bi3Ni Bi
20 30 40 50 60 70 80
19 horas
Bi3Ni
Bi
Bi2O
3
In
tensid
ade (
u a)
2 (graus)
25 30 35 40
20 30 40 50 60 70 80
Experimental (19h)
Calculado
Residual
Inte
nsid
ade (
u a)
2 (graus)
20 25 30 35 40 45 50
53
Os trabalhos cientiacuteficos que versam sobre a produccedilatildeo e a caracterizaccedilatildeo do composto
Bi3Ni descrevem que a siacutentese pode ser realizada por vaacuterios mecanismos normalmente as
metodologias mais usadas para obtenccedilatildeo envolvem os processos em meio quiacutemico a
eletrodeposiccedilatildeo e a solidificaccedilatildeo raacutepida Em alguns casos utilizou-se longos processos teacutermicos
que envolvem a permanecircncia da amostra num forno de resistecircncia a 1100 degC durante 3 dias
[13] ou processos de sinterizaccedilatildeo com recozimento a vaacutecuo a temperatura de 1000 degC por 24
horas [15] Relata-se tambeacutem que conforme ocorreu neste trabalho algumas amostras
apresentam pequenos traccedilos de Bi em sua composiccedilatildeo final [13]
Dessa forma o primeiro desafio desse trabalho foi produzir uma fase uacutenica de Bi3Ni por
meio da moagem mecacircnica entretanto verificou-se no resultado obtido no DRX e no
refinamento pelo MR que a fase de Bi3Ni embora apresente uma fraccedilatildeo de 999 ainda possui
leves traccedilos do pico mais intenso de bismuto (indicado por um asterisco na Figura 33) Uma
proposta futura seria portanto acrescentar uma pequena quantidade de Ni para interagir com
esse Bi remanescente
42 Medidas de DRX in situ
Com o objetivo de estudar a estabilidade teacutermica e acompanhar a evoluccedilatildeo estrutural da
amostra em funccedilatildeo da temperatura foram realizadas medidas de DRX in situ conforme
descrito nos procedimentos experimentais A Figura 34 apresenta os quatro difratogramas
obtidos
A temperatura de 25 oC observa-se uma fase uacutenica do composto Bi3Ni (com jaacute
mencionado anteriormente a amostra possui uma leve indicaccedilatildeo da presenccedila de bismuto) que
possui estrutura ortorrocircmbica e grupo espacial Pnma eacute a mesma apresentada na Figura 32
A medida que aumentamos a temperatura conforme descrito na seccedilatildeo 3 Figura 21
inicia-se uma transformaccedilatildeo do composto inicial para o crescimento da fase tetragonal de Bi2O3
(ICSD no 41764) e da fase precursora de Bi Essa alteraccedilatildeo na composiccedilatildeo da amostra ocorre
em virtude da degradaccedilatildeo da fase Bi3Ni que conforme eleva-se a temperatura tem sua fraccedilatildeo
diminuiacuteda conforme verifica-se na Figura 36 Embora as medidas in situ terem sido feitas em
baixo vaacutecuo natildeo foi impedido o crescimento do Bi2O3
54
Na Figura 34 encontram-se plotados os DRX referentes as medidas realizadas em 25o
250o 300o e 350 oC as curvas foram deslocadas verticalmente para melhor comparaccedilatildeo
Figura 34 Padratildeo observado nos DRX da amostra submetida a aquecimento
A temperatura de 250 oC temos a ocorrecircncia de trecircs fases Bi3Ni Bi2O3 e Bi
O refinamento estrutural pelo meacutetodo de Rietveld estaacute mostrado na Figura 35 Mesmo tratando-
se de uma amostra com um elevado nuacutemeros de pico aleacutem da presenccedila de uma fase amorfa o
acordo entre o experimental e o calculado eacute notaacutevel Os valores dos iacutendices de avaliaccedilatildeo da
qualidade do refinamento referentes as quatro medidas realizadas encontram-se na tabela 5
20 30 40 50 60 70 80
350 0C
300 0C
250 0C
Inte
nsid
ade (
ua
)
2 (graus)
25 0C
55
Figura 35 Padratildeo obtidos no refinamento pelo MR para amostra aquecida a 250 0C
Tabela 5 Valores de Chi2 e de Rwp obtidos nos refinamentos realizados durante o processo de
aquecimento
A temperatura de 300 oC comeccedila a formaccedilatildeo da uma nova fase cubica de grupo espacial
I23 o Bi12NiO19 em detrimento da diminuiccedilatildeo da fase de Bi3Ni Aleacutem do aumento da fraccedilatildeo
da fase de Bi2O3
Temperatura de realizaccedilatildeo da medida Rwp 1205362
25 0C 69 23
250 0C 83 18
300 0C 98 26
350 0C 99 25
10 20 30 40 50 60 70 80
Inte
nsid
ade (
ua
)
2 (graus)
Experimental
Calculado
Residual
250 0C
25 30 35 40
56
O uacuteltimo DRX foi realizado a 350 oC a principal alteraccedilatildeo dessa medida refere-se ao
fato da inexistecircncia de picos referentes agrave fase Bi3Ni A fase majoritaacuteria torna-se agora a fase
referente ao Bi e a fase Bi12NiO19 (indexado na base de dados PDF2 mas natildeo na base de dados
ICSD) permanece estaacutevel isto eacute sem alteraccedilotildees significativas em sua fraccedilatildeo O fato de estarem
presentes picos referentes ao Bi mesmo apoacutes termos ultrapassado a temperatura de fusatildeo pode
ser explicado levando-se em consideraccedilatildeo a baixa condutividade teacutermica do bismuto aliado ao
excesso de defeitos produzidos na moagem assim natildeo obteve-se a fusatildeo do elemento
Utilizamos os dados obtidos nos refinamentos para plotar o graacutefico exposto na Figura
36 onde eacute possiacutevel observar a fraccedilatildeo de cada fase em funccedilatildeo da temperatura de execuccedilatildeo do
DRX Percebe-se a raacutepida decomposiccedilatildeo da fase de Bi3Ni que entre 250 oC e 350 oC apresenta
uma reduccedilatildeo percentual de aproximadamente 88 concomitantemente ao crescimento
percentual da fase de Bi
Figura 36 Fraccedilotildees de fase em funccedilatildeo da temperatura de realizaccedilatildeo do DRX in situ
O DRX realizado na amostra a 350 oC eacute mostrado na Figura 37 em conjunto aos CIFs
das fases constituintes Para a fase Bi12NiO19 natildeo foi encontrado o CIF no banco de dados do
Inorganic Crystal Structure Database (ICSD) Para refinar utilizando o meacutetodo de Rietveld
partimos do protoacutetipo estrutural de Bi26-x Mx O40-y (M = Mg Al Co Ni) O CIF desta fase
25 75 125 175 225 275 325 375
0
20
40
60
80
100
Fra
ccedilao d
e F
ases (
)
Temperatura (0C)
Bi3Ni
Bi2O
3
Bi
Bi12
NiO19
57
resultante estaacute mostrado em vermelho na Figura 37 e uma representaccedilatildeo da ceacutelula unitaacuteria na
Figura 38 os aacutetomos de oxigecircnio estatildeo representados na cor vermelha e o niacutequel em verde
Figura 37 Padratildeo observado no DRX da amostra em 350 oC em comparaccedilatildeo com o CIF das fases
constituintes
Figura 38 Projeccedilatildeo do eixo a e em perspectiva do Bi12NiO19
10 20 30 40 50 60 70 80
Inte
nsid
ade (
ua
)
2(graus)
350 graus
Bi2O
3
Bi
Bi12
NiO19
20 25 30 35 40 45 50 55
58
O refinamento estrutural utilizando estas fases estaacute mostrado na Figura 39 e os valores
referentes aos paracircmetros de rede obtidos para o refinamento da fase Bi12NiO19 constam na
tabela 6
Figura 39 Padratildeo obtidos no refinamento pelo MR para amostra aquecida a 350 0C
Tabela 6 Paracircmetros da ceacutelula unitaacuteria da estrutura Bi12NiO19
A Figura 40 conteacutem as fotografias retiradas do forno do difratocircmetro antes e apoacutes a
realizaccedilatildeo da medida Eacute possiacutevel verificar que a amostra devido a dilataccedilatildeo volumeacutetrica e a
fusatildeo do bismuto transborda o porta amostra
Paracircmetros de Rede a = b=c=10258(8) Aring
Acircngulos α = β = γ = 900
Volume da ceacutelula 107966(2) Aring3
Grupo de simetria Cuacutebico
Grupo espacial I23
10 20 30 40 50 60 70 80
Inte
nsid
ade (
ua
)
2 (graus)
Calculado
Experimental
Residual
350 0C
20 25 30 35 40 45
59
Figura 40 Fotografia do forno do DRX antes a apoacutes a realizaccedilatildeo das medidas
43 Calorimetria Diferencial de Varredura (DSC)
Com a finalidade de estudar e melhor entender a evoluccedilatildeo estrutural da amostra
observada nas medidas in situ realizou-se medidas DSC conforme descrito nos procedimentos
experimentais a temperatura final foi de 550 oC
Na Figura 41 mostramos as medidas DSC feitas em diferentes taxas de aquecimento
realizadas na amostra moiacuteda por 19 horas Em todas as 4 medidas vemos comportamentos
exoteacutermicos e endoteacutermicos Os picos endoteacutermicos ocorreram a uma temperatura aproximada
de 270 0C temperatura essa equivalente ao ponto de fusatildeo do bismuto e foram atribuiacutedos a
fusatildeo do Bi ocorrida em duas etapas
Comparando-se os resultados obtidos nas medidas in situ onde observamos a nucleaccedilatildeo
de uma nova fase a partir da temperatura de 250 oC com os resultados obtidos no DSC podemos
concluir que o pico exoteacutermico presente no termograma corresponde agrave nucleaccedilatildeo da fase de
Bi2O3
Com a finalidade de calcular a energia de ativaccedilatildeo (Ea) necessaacuteria para promover essa
nucleaccedilatildeo aplicamos a metodologia proposta por Kissinger [2] Conforme indicado na Figura
41 as 4 medidas foram feitas com taxas de aquecimento de 25 5 10 e 20 oCmin
60
A Figura 42 mostra em detalhes a Figura 41 onde vemos os valores das temperaturas
de pico de cristalizaccedilatildeo (Tc) e as referidas taxas de aquecimento (120591) Como era esperado a
medida que a taxa de aquecimento aumenta a temperatura de pico tambem aumenta
Figura 41 Termograma DSC plotados em conjunto para os diferentes fluxos de calor
Figura 42 Espectros DSC com as temperaturas de pico e suas respectivas taxas de aquecimento
100 150 200 250 300 350 400 450 500 550
250Cmin
50Cmin
100Cmin
fluxo d
e c
alo
r (u
a)
Temperatura (0C)
200Cmin
exo
230 235 240 245 250 255 260 265 270 275 280 285
250Cmin
50Cmin
100Cmin
fluxo d
e c
alo
r (u
a )
Temperatura (0C)
242 0C
252 0C
266 0C
278 0C
200Cmin
exo
61
Com os dados fornecidos na Figura 42 pode-se calcular a energia de ativaccedilatildeo referente
a nucleaccedilatildeo da fase de Bi2O3 Plotando-se um graacutefico linear de ln(120591
1198791198882) versus
1
119879119888 onde o
coeficiente angular eacute (minus119864119886
119877) obteacutem-se a energia de ativaccedilatildeo A Figura 43 apresenta a
linearizaccedilatildeo da equaccedilatildeo 16 de onde se obteacutem a energia de ativaccedilatildeo do processo de nucleaccedilatildeo
do Bi2O3
Figura 43 Graacutefico linear do ln(120591
1198791198882) versus
1
119879119888
Logo considerando as relaccedilotildees anteriormente definidas eacute possiacutevel calcular a energia de
ativaccedilatildeo uma vez que m = (minus119864119886
119877) e R = 831 jmol K Desse modo a energia de ativaccedilatildeo
necessaacuteria para promover a nucleaccedilatildeo da fase Bi2O3 eacute de 12465 kJmol
A metodologia proposta permitiria tambeacutem calcular a energia de ativaccedilatildeo necessaacuteria
para cristalizar a fase amorfa as medidas de DSC foram planejadas ateacute a temperatura de
550 oC devido a limitaccedilotildees do equipamento poreacutem como fica evidente na Figura 41 natildeo se
observa nenhum pico exoteacutermico apoacutes os 350 oC que se possa estar associado a cristalizaccedilatildeo da
fase amorfa O pico exoteacutermico existente como jaacute mencionado ocorreu a uma temperatura que
variou de 242 0C agrave 278 0C e refere-se agrave nucleaccedilatildeo de fase
182 184 186 188 190 192 194
-115
-110
-105
-100
-95
ln (
T2 c)
1Tc (10
-3 k
-1)
62
44 Tratamento teacutermico
Apoacutes a realizaccedilatildeo das medidas de DRX in situ e das medidas de DSC a fase amorfa
ainda se encontrava presente assim foi realizado um tratamento teacutermico com a finalidade de
promover a cristalizaccedilatildeo da fase amorfa presente
O tratamento teacutermico foi realizado a uma taxa constante de 10 0Cmim ateacute a temperatura
de 800 0C com a atmosfera protegida por gaacutes argocircnio Na Figura 44 apresenta-se o difratograma
da amostra realizado apoacutes o do tratamento teacutermico vemos no detalhe que a acentuada elevaccedilatildeo
na linha de base entre a faixa de 2θ que vai de aproximadamente 26deg agrave 36deg e que corresponde
a fase amorfa desapareceu completamente
Figura 44 Difratograma da amostra apoacutes tratamento teacutermico
Para a amostra tratada termicamente foram identificadas trecircs fases similar ao observado
nas medias in situ a 350 oC foram identificadas a fase cuacutebica Bi12NiO19 a fase tetragonal de
Bi2O3 (ICSD no 41764) e a fase romboeacutedrica de Bismuto (ICSD no 64703) Na Figura 45
apresentamos o padratildeo observado plotado juntamente com o CIF das 3 fases identificadas
10 20 30 40 50 60 70 80
Inte
nsid
ad
e (
ua
)
2 (graus)
Pos Tratamento Teacutermico
20 25 30 35 40 45 50 55 60
63
Figura 45 Difratograma da amostra apoacutes tratamento teacutermico em conjunto com os CIFs de Bi Bi2O3 e
Bi12NiO19
Pode-se verificar no padratildeo do difratograma da Figura 45 que pelo formato da linha de
base obtida ocorreu a cristalizaccedilatildeo da fase amorfa e as fases identificadas correspondem aos
picos presentes no DRX da amostra
O refinamento realizado pelo MR confirmou a identificaccedilatildeo das fases contidas na
amostra no sentido da exata correspondecircncia entre os picos obtidos nos padrotildees calculados e
observados As fraccedilotildees das fases da amostra que sofreu tratamento teacutermico em comparaccedilatildeo com
as fraccedilotildees obtidas no DRX in situ estatildeo apresentados na tabela 7
Tabela 7 Fraccedilotildees das fases apoacutes tratamento teacutermico e DRX in situ a 350 oC
Fraccedilatildeo das fases Tratamento Teacutermico DRX in situ a 350 oC
Bi12NiO19 90 137
Bi2O3 89 20
Bi 11 663
10 20 30 40 50 60 70 80
Inte
nsid
ade (
ua
)
2 (graus)
Observado
Bi
Bi2O
3
Bi12
NiO19
25 30 35 40 45 50 55
64
O aumento da temperatura propicia a nucleaccedilatildeo das fases de Bi2O3 e Bi12NiO19 em
detrimento da diminuiccedilatildeo da fase Bi3Ni
O refinamento pelo meacutetodo de Rietveld para amostra que sofreu tratamento teacutermico
apresentou uma boa concordacircncia para os perfis calculado e experimental Nesse refinamento
foi utilizado o CIF modificado de Bi12NiO19 Na Figura 46 temos o padratildeo experimental e o
calculado obtidos no refinamento pelo MR
Figura 46 Padratildeo observado e experimental refinado pelo MR para amostra tratada termicamente
Compara-se na Figura 47 os difratogramas obtidos para amostra tratada termicamente e
para o DRX in situ a temperatura de 350 oC eacute possiacutevel identificar a correspondecircncia entre os
picos entretanto eacute notaacutevel a diferenccedila na linha de base do difratograma referente ao DRX in
situ contra o DRX da amostra submetida a tratamento teacutermico Pode-se concluir que para
ocorrer a cristalizaccedilatildeo da fase amorfa eacute necessaacuterio que a temperatura do tratamento teacutermico seja
superior a 550 0C
10 20 30 40 50 60 70 80
Inte
nsid
ade (
ua
)
2 (graus)
Calculado
Experimental
Residual
Pos Tratamento Teacutermico
65
Outro fenocircmeno perceptiacutevel eacute o deslocamento em 2θ da posiccedilatildeo dos picos O
difratograma da amostra que foi ao forno do DRX tem a posiccedilatildeo dos seus picos deslocados para
direita em comparaccedilatildeo ao observado no CIF do Bi12NiO19 e no DRX da amostra que passou
por tratamento teacutermico Podemos associar esse deslocamento a contraccedilatildeo do volume da ceacutelula
unitaacuteria Considerando o valor padratildeo do volume do composto Bi12NiO19 constante na tabela
5 ocorreu uma reduccedilatildeo de volume de aproximadamente 155 para amostra tratada
termicamente e uma variaccedilatildeo positiva de 005 para amostra do DRX in situ Na Figura 47
plotamos juntos os difratogramas da amostra tratada termicamente da amostra que realizou a
medida in situ a 350 0C e o CIF do Bi12NiO19
Figura 47 Difratogramas das amostras apoacutes tratamento teacutermico e DRX in situ em conjunto com o
CIF do Bi12NiO19
O tratamento teacutermico realizado produziu o resultado esperado cristalizando a fase
amorfa As fases presentes na amostra apoacutes a realizaccedilatildeo do tratamento estatildeo em conformidade
agraves encontradas nas medidas de DRX in situ
20 30 40 50 60 70 80
Bi
Inte
nsid
ade (
u a)
2 (graus)
Bi
20 25 30 35 40 45
66
5 CONCLUSAtildeO
A sintetizaccedilatildeo do composto nanoestruturado de Bi3Ni foi realizado de modo eficiente
apoacutes 13 horas de moagem mecacircnica
As medidas de difraccedilatildeo de Raio X possibilitaram acompanhar a evoluccedilatildeo estrutural e a
nucleaccedilatildeo da fase de Bi3Ni O refinamento realizado pelo Meacutetodo de Rietveld proporcionou a
quantificaccedilatildeo dos paracircmetros cristalograacuteficos tais como paracircmetros de rede volume da ceacutelula
unitaacuteria fraccedilatildeo das fases presentes e tamanho de cristalito Os fatores de qualidade e
convergecircncia alcanccedilaram valores satisfatoacuterios correspondendo a exata simulaccedilatildeo do padratildeo
observado
A anaacutelise teacutermica realizada por meio das medidas de DRX in situ permitiu o estudo da
estabilidade teacutermica e o acompanhamento da evoluccedilatildeo estrutural da amostra em funccedilatildeo da
temperatura Foi possiacutevel identificar duas novas fases presentes o Bi2O3 e Bi12NiO19 nucleadas
agraves custas da fase de Bi3Ni Na temperatura de 350 oC a amostra eacute composta das fases Bi12NiO19
Bi2O3 e Bi
As medidas de DSC realizadas ateacute a temperatura de 550 oC e com quatro diferentes
taxas de aquecimento foram utilizadas para se calcular com o uso da equaccedilatildeo de Kissinger a
energia de ativaccedilatildeo (Ea) necessaacuteria para promover a nucleaccedilatildeo do composto Bi12NiO19 que eacute de
12465 kJmol
O tratamento teacutermico no forno ateacute 800 oC promoveu o relaxamento dos defeitos e
tensotildees causadas durante a moagem mecacircnica e a cristalizaccedilatildeo da fase amorfa natildeo sendo mais
possiacutevel identificar no DRX realizado o perfil referente a essa fase Identificou-se novamente a
fase Bi12NiO19 aleacutem da ocorrecircncia das fases de Bi2O3 e Bi jaacute identificadas nas medidas de
DRX in situ confirmando a consistecircncia dos resultados obtidos por dois ensaios diferentes
Pocircde-se verificar o mesmo fenocircmeno em todos os ensaios que envolveram o
aquecimento da amostra Ao aquecer-se o Bi3Ni ocorre um processo de oxidaccedilatildeo que resulta
na formaccedilatildeo da fase de Bi2O3 e a fase de Bi12NiO19 todas associadas ao consumo de Bi da fase
Bi3Ni
Para realizaccedilatildeo de estudos futuros com o intuito de se obter a fase uacutenica de Bi3Ni
pode-se alterar ligeiramente as massas dos produtos com a adiccedilatildeo de um pouco de niacutequel
67
Pode-se melhorar o controle das condiccedilotildees de realizaccedilatildeo dos tratamentos teacutermicos com o
intuito de se evitar a oxidaccedilatildeo A realizaccedilatildeo de medidas de DSC ateacute a temperatura de 800 0C
poderaacute revelar picos exoteacutermicos e propiciar condiccedilotildees para se calcular a energia necessaacuteria
para promover a cristalizaccedilatildeo da fase amorfa
68
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37
intenso (moinho oscilante de discos) e movimentos rotativos controlados do vaso de moagem
(moinho de bolas planetaacuterio) o que proporciona um oacutetimo desempenho [55]
Na Figura 16 satildeo mostradas as imagens do moinho na imagem agrave esquerda observa-se a posiccedilatildeo
de fixaccedilatildeo dos dois jarros de moagem
Figura 16 Moinho High Energy Ball Mill Emax
Os suportes de cada vaso satildeo afixados sobre dois discos que giram no mesmo sentido
movendo assim os vasos por uma trajetoacuteria circular sem que estes modifiquem sua orientaccedilatildeo
A accedilatildeo combinada da geometria dos vasos e da mecacircnica do movimento gera um forte atrito
entre as bolas a amostra e as paredes do vaso bem como uma elevada aceleraccedilatildeo que lanccedila as
bolas com forte impacto contra a amostra junto agraves paredes do vaso Disso resulta uma melhor
mistura das partiacuteculas e uma menor granulometria final [55]
O moinho possui um sistema de resfriamento por aacutegua permitindo que a elevada
aplicaccedilatildeo de energia possa ser aproveitada com eficiecircncia no processo de moagem sem que a
amostra se superaqueccedila
A amostra foi colocada no jarro de moagem juntamente com 3 esferas de accedilo inoxidaacutevel
com massa total de 2092 g resultando numa BPR aproximada de 71 O jarro de moagem foi
levado a glove box onde foi realizado o vaacutecuo do ambiente com a posterior injeccedilatildeo de gaacutes
Argocircnio e a selagem do vaso de moagem Esse procedimento teve como objetivo evitar uma
possiacutevel oxidaccedilatildeo da amostra durante a moagem mecacircnica
38
Na Figura 17 eacute possiacutevel visualizar o jarro de moagem em dois momentos sendo o
primeiro entes do fechamento com as esferas e a amostra e posteriormente durante o processo
de fechamento dentro da glove box
Figura 17 Preparaccedilatildeo e selagem do vaso de moagem
O primeiro processo de moagem da mistura foi realizado durante uma hora Apoacutes esse
tempo o jarro foi aberto e feito uma Difraccedilatildeo de Raios X (DRX) da amostra Seguiu-se entatildeo
para selagem do vaso de moagem e preparaccedilatildeo para novo ciclo de moagem O intervalo de
moagem passou a ser de 3 horas sendo realizado em trecircs etapas de 1 hora entre cada etapa
houve um intervalo de 5 minutos para resfriamento da amostra realizadas sem abertura do jarro
de moagem
No procedimento foi utilizada a rotaccedilatildeo de 1000 rpm a temperatura do vaso variou de
27 degC agrave 39 degC no final da moagem Apoacutes as 3 horas de moagem o vaso foi aberto e realizou-se
um DRX da amostra Esse processo se repetiu por seis vezes tendo gerado intervalos de tempo
de1h 4hs 7hs 10hs 13hs 16hs e 19hs de moagem
O fim da moagem foi estabelecido com base na anaacutelise dos difratogramas da amostra e
da constataccedilatildeo de equiliacutebrio na evoluccedilatildeo ou formaccedilatildeo de novas fases
39
33 Difraccedilatildeo de Raios X
As medidas de DRX foram realizadas no Laboratoacuterio de Materiais (LabMat) da UFAM
utilizando um Difratocircmetro de Raio-X modelo Empyrean da PANalytical com radiaccedilatildeo CuKα1
de 1 5406 Aring e se dividiram em duas etapas
A primeira etapa foi realizada com os intervalos de 1h 4hs 7hs 10hs 13hs 16hs e 19
horas e teve como finalidade acompanhar a evoluccedilatildeo estrutural da amostra e confirmar a
formaccedilatildeo da fase uacutenica de Bi3Ni
A Figura 18 apresenta o porta amostra em duas etapas distintas a primeira com a
amostra sendo preparada adequadamente e na segunda pronta para a realizaccedilatildeo do DRX
Figura 18 Preparaccedilatildeo da amostra para realizaccedilatildeo de DRX
Os difratogramas experimentais gerados foram submetidos agrave identificaccedilatildeo das fases
cristalinas atraveacutes de comparaccedilotildees com padrotildees difratomeacutetricos disponibilizados no banco de
dados do Inorganic Crystal Structure Database ndash ICSD
Na Figura 19 apresenta-se o goniocircmetro difratocircmetro de raio-X modelo Empyrean da
PANalytical
40
Figura 19 Difratocircmetro de Raio-X modelo Empyrean da PANalytical
Os padrotildees usados de DRX foram os seguintes
Faixa de acircngulo 10 ndash 100deg
Velocidade de escaneamento 1deg min
Tempo aproximado de realizaccedilatildeo do difratograma 45 min
Tubo de raio-X de cobre (Cu)
Voltagem 40 kV
Corrente 30 mA
Divergecircncia de fenda 10 (deg)
Dispersatildeo de fenda 10 (deg)
A segunda etapa das medidas de DRX foi realizada com uso do forno e medidas in situ
tendo sido realizadas com a amostra moiacuteda por 19 horas nas temperaturas de 250 2500 3000 e
350 0C essas medidas tiveram a finalidade de acompanhar o comportamento estrutural em
funccedilatildeo da temperatura e estudar a estabilidade teacutermica da amostra Detalhes do forno estatildeo
ilustrados nas Figuras 20
41
Figura 20 Preparaccedilatildeo da amostra e porta amostra no forno do DRX
A primeira mediccedilatildeo foi realizada a temperatura de 25 oC seguindo-se de um
aquecimento a taxa de 10 oCmin ateacute atingir a temperatura de 250 oC apoacutes atingir a temperatura
procedeu-se uma execuccedilatildeo de uma isoteacutermica por 10 minutos antes da mediccedilatildeo in situ de DRX
O procedimento foi repetido para as temperaturas de 300 oC e 350 oC conforme pode-se
observar na rampa de aquecimento da Figura 21
Figura 21 Rampa de aquecimento para medidas in situ de DRX
34 Refinamento pelo Meacutetodo de Rietveld
Para realizaccedilatildeo dos refinamentos pelo MR desta dissertaccedilatildeo utilizou-se o programa
GSAS (General Structure Analysis System) e o EXPGUI [4748]
42
Para se descrever o formato dos picos de DRX utilizou-se a funccedilatildeo perfil pseudo-Voigt
de Thompson-Cox-Hasting modificada funccedilatildeo de perfil CW 4 no pacote GSAS que considera
o modelo anisotroacutepico de Stephens e efeitos de textura [4950]
Para o coeficiente de mistura (η) que determina as contribuiccedilotildees do alargamento
gaussiano (η = 0) e Lorentziano (η = 1) nas equaccedilotildees 5 e 6 foi utilizado neste trabalho o valor
de η = 075
Os coeficientes de alargamento instrumental V e W constantes na equaccedilatildeo 5 foram
previamente obtidos a partir do DRX de uma amostra padratildeo bem cristalizada e mantidos fixos
no refinamento dos dados experimentais
Para o caacutelculo do tamanho meacutedio de cristalito com o uso da equaccedilatildeo 7 utilizou-se o
valor de K = 091 e 120582=0154056 nm
O GSAS dispotildee de 8 tipos de funccedilotildees de background neste trabalho utilizou-se a funccedilatildeo
polinomial de Chebyshev o nuacutemero de termos variou tendo sido utilizados 20 termos na funccedilatildeo
polinomial para refinamentos com a presenccedila da fase amorfa e 6 termos apoacutes a cristalizaccedilatildeo da
fase amorfa
Para iniacutecio do refinamento no programa EXPGUI foi utilizado o diagrama de blocos da
Figura 12 e para o refinamento dos paracircmetros as correlaccedilotildees da tabela 3
35 Tratamento Teacutermico
Foi realizado um tratamento teacutermico na amostra moiacuteda por 19 horas com a finalidade
de promover o relaxamento dos defeitos e tensotildees causados durante a moagem mecacircnica e a
cristalizaccedilatildeo da fase amorfa presente A partir da temperatura ambiente 25 oC iniciou-se o
aquecimento a uma taxa de 10 oCmin A temperatura final foi de 800 oC seguindo-se do
desligamento do forno que se manteve fechado ateacute que a temperatura da amostra atingisse
25 oC Em seguida a amostra foi retirada do forno e foi realizado um DRX Utilizou-se um forno
tubular com tubo de quartzo e uma atmosfera com fluxo constante de gaacutes argocircnio ilustrado
na Figura 22
43
Figura 22 Forno utilizado para realizar o tratamento teacutermico
36 Calorimetria Diferencial de Varredura (DSC)
As medidas de DSC foram realizadas na amostra moiacuteda por 19 horas em uma ceacutelula
Netzsch modelo DSC 3500 Sirius pertencente ao Laboratoacuterio de Termo ciecircncias da UFAM
Para realizaccedilatildeo das medidas utilizou-se um fluxo de proteccedilatildeo de N2 a 50 mlmin com
temperatura inicial de 25 oC e temperatura final de 550 oC
Foram realizadas quatro medidas com as taxas de transferecircncia de calor de 25 oCmin
5 oCmin 10 oCmin e 20 oCmin Foram utilizados cadinhos (porta amostra) de alumiacutenio e a
massa meacutedia de 22 mg de amostra foi utilizada nos quatro experimentos
Na Figura 23 eacute mostrada a ceacutelula Netzsch modelo DSC 3500 Sirius onde foram
realizadas as medidas e os cadinhos sendo dois fechados e um com a amostra visiacutevel
Figura 23 Equipamento utilizado para realizar o DSC
44
4 RESULTADOS E DISCUSSOtildeES
41 Evoluccedilatildeo estrutural
A Figura 24 mostra a evoluccedilatildeo estrutural durante o processo de siacutentese conforme
descrito nos procedimentos experimentais Qualitativamente podemos ver nesta figura uma
modificaccedilatildeo gradativa dos padrotildees de difraccedilatildeo O pico mais intenso da amostra moiacuteda por 1
hora corresponde ao plano (1 0 -2) do Bi precursor
Acompanhando o comportamento deste plano em especiacutefico constata-se que entre a
primeira e a quarta hora o mesmo sofre apenas uma ligeira diminuiccedilatildeo Concomitantemente
com este decreacutescimo emergem pequenos novos picos em 2θ aproximadamente entre 28 e 35o
Com 7 horas de moagem os novos picos satildeo evidentes e foram identificados junto agrave base de
dados do ICSD como a estrutura desejada Bi3Ni grupo espacial Pnma (cartatildeo nuacutemero 391336)
Em 13 horas de moagem o pico do Bi atinge seu miacutenimo e segue estaacutevel ateacute 19 h de moagem
Dada a observaccedilatildeo da estabilizaccedilatildeo estrutural o processo foi interrompido Uma anaacutelise mais
detalhada dos difratogramas seraacute mostrada e discutida na sequecircncia
Figura 24 Padratildeo de difraccedilatildeo observado para amostra e Bi3Ni durante todo intervalo de moagem
10 20 30 40 50 60 70 80
19h
16h
1h
10h
1h
7h
4h
2(graus)
1h
13h
Inte
nsid
ade (
ua
)
45
Na Figura 25 mostramos a indexaccedilatildeo das fases na primeira hora de moagem onde foi
verificada o iniacutecio da nucleaccedilatildeo do Bi3Ni Tambeacutem eacute possiacutevel observar os picos do elemento
precursor minoritaacuterio no caso o Niacutequel (cartatildeo ICSD 64703)
Figura 25 Difratograma obtido apoacutes a primeira hora de moagem
Seguindo o processo de moagem conforme descrito nos procedimentos experimentais
a amostra foi moiacuteda por mais 3 horas totalizando 4 horas de moagem os difratogramas obtidos
satildeo apresentados nas Figuras 26 e 27 Nesta etapa jaacute natildeo eacute mais possiacutevel identificar a presenccedila
dos picos referentes ao niacutequel dessa forma somente satildeo observados os picos do bismuto e do
Bi3Ni Poreacutem como verificamos na Figura 24 a nucleaccedilatildeo da liga Bi3Ni continua ocorrendo
sistematicamente
Na Figura 26 mostramos uma comparaccedilatildeo do difratograma padratildeo de Bi3Ni (cartatildeo
nuacutemero 391336 do ICSD) com o difratograma da amostra moiacuteda por 4 horas plotados em
conjunto para destacar a nucleaccedilatildeo da fase de Bi3Ni
Na Figura 27 apresenta-se o resultado do refinamento pelo meacutetodo de Rietveld para as
4 horas de moagem Eacute possiacutevel verificar um bom acordo entre o padratildeo de DRX da amostra e
o padratildeo refinado por MR Os fatores de qualidade podem ser verificados na tabela 4 Neste
refinamento obtivemos uma fraccedilatildeo de fase equivalente a 67 de Bi e 33 de Bi3Ni
46
Figura 26 Difratograma da amostra moiacuteda durante 4 horas (curva com ruiacutedo) e o padratildeo idealizado
do Bi3Ni calculado a partir do arquivo CIF (cartatildeo ICSD no 391336)
Figura 27 Padratildeo observado no DRX (4horas) calculado e residual obtidos no refinamento pelo MR
10 20 30 40 50 60 70 80
23 24 25 26 27 28 29 30 31 32 33
Inte
nsid
ade (
ua
)
2(graus)
4 horas
CIF Bi3Ni
10 20 30 40 50 60 70 80
Experimental
Calculado
Residual
Inte
nsid
ade (
u a)
2 (graus)
4 horas
25 30 35 40 45
47
Em todas as etapas do processo de moagem foram obtidos refinamentos com iacutendices de
qualidade muito semelhantes Natildeo houve alteraccedilatildeo nos acircngulos da ceacutelula unitaacuteria do composto
de Bi3Ni que permanecerem com α= β= λ = 90o Os valores obtidos para os iacutendices de avaliaccedilatildeo
da qualidade e os paracircmetros de rede encontram-se na tabela 4
Tabela 4 Valores de Rwp e 1205362 obtidos nos refinamentos realizados durante o processo de moagem
mecacircnica para o Bi3Ni
Com os resultados obtidos nos refinamentos determinou-se as contribuiccedilotildees em
porcentagem de cada fase em funccedilatildeo do tempo de moagem Verifica-se que apoacutes a primeira
hora de moagem natildeo se identifica no difratograma a presenccedila de Ni entretanto a fase de Bi3Ni
continua nucleando indicando que ainda existe niacutequel disponiacutevel para a formaccedilatildeo desta fase
Pode-se conceber algumas hipoacuteteses para este fato A primeira refere-se agrave sensibilidade do
equipamento de DRX que natildeo identifica precisamente elementos com fraccedilatildeo de fase menor
que 10 Outa hipoacutetese provaacutevel pode ser atribuiacutea a uma adesatildeo do niacutequel nas paredes do jarro
de moagem ou nas esferas de accedilo tendo em vista sua ductilidade
Na Figura 28 foi plotado a fraccedilatildeo de cada uma das fases presentes no processo de
moagem em funccedilatildeo do tempo Fica evidente que apoacutes a primeira hora a fraccedilatildeo de fase do niacutequel
eacute zero mas continua ocorrendo a nucleaccedilatildeo do Bi3Ni que estabiliza em 13 horas
TEMPO DE MOAGEM RWP 1205362 PARAcircMETROS DE REDE DO BI3NI
a (Å) b (Å) c (Å) Volume (Å3)
4 HORAS 77 139 8890(9) 4102(1) 11502(1) 41949(6)
7 HORAS 70 137 8891(3) 4106(1) 11500(1) 41986(9)
10 HORAS 71 131 8888(1) 4104(8) 11495(1) 41939(5)
13 HORAS 65 124 8893(5) 4104(3) 11507(1) 42003(2)
16 HORAS 64 124 8888(7) 4102(9) 11499(9) 41940(1)
19 HORAS 63 123 8894(1) 4105(1) 11506(5) 42012(3)
48
Figura 28 Fraccedilatildeo das fases de Ni Bi e Bi3Ni em funccedilatildeo do tempo de moagem
Utilizando-se a equaccedilatildeo 7 com os dados obtidos no refinamento pelo MR calculou-se
o tamanho meacutedio dos cristalitos de Bi3Ni em funccedilatildeo do tempo de moagem Na Figura 29
apresenta-se em forma de um graacutefico os valores obtidos Observamos que entre a quarta e a
seacutetima hora haacute um aumento aproximado de 14 no tamanho meacutedio do cristalito pode-se
atribuir esse aumento a uma possiacutevel deformaccedilatildeo plaacutestica da amostra acarretando num
acreacutescimo da aacuterea de superfiacutecie o que aumentaria progressivamente a probabilidade de
soldagem a frio dessas partiacuteculas gerando assim um aumento do tamanho meacutedio do cristalito
Entre a seacutetima e a deacutecima hora de moagem ocorre uma reduccedilatildeo de 26 no tamanho do
cristalito maior valor percentual obtido entre intervalos de moagem Entre a deacutecima sexta e a
deacutecima nona hora haacute uma estabilizaccedilatildeo no processo de reduccedilatildeo do tamanho de cristalito
Obtivemos no final do processo uma reduccedilatildeo total de aproximadamente 59 o que representa
um tamanho meacutedio de cristalito na ordem de 2653 nm
Plota-se na Figura 29 um graacutefico com tamanho meacutedio de cristalito do composto Bi3Ni
em funccedilatildeo do tempo de moagem
0 5 10 15 20
0
20
40
60
80
100
Fra
ccedilao d
e fases (
)
Tempo de moagem ( horas)
Bi
Bi3Ni
Ni
49
Figura 29 Tamanho meacutedio de cristalito de Bi3Ni em funccedilatildeo do tempo de moagem
Natildeo houve formaccedilatildeo de novas fases ou aparentemente quaisquer outras alteraccedilotildees
significativas apoacutes a deacutecima terceira hora de moagem Os uacutenicos efeitos com a continuaccedilatildeo da
moagem foram a melhora da cristalizaccedilatildeo da fase de interesse e o aumento de intensidade do
perfil referente a fase amorfa Poreacutem o processo de moagem totalizou 19 horas a finalidade
deste intervalo apoacutes a estabilizaccedilatildeo de formaccedilatildeo da fase pretendida foi verificar a possibilidade
de oxidaccedilatildeo da amostra que ficou exposta ao ambiente durante a execuccedilatildeo do DRX
Observa-se nos difratogramas da Figura 24 a formaccedilatildeo de uma acentuada elevaccedilatildeo na
linha de base entre a faixa de 2θ que vai de aproximadamente 26deg a 36deg A forma ou perfil
dessa elevaccedilatildeo eacute um forte indicio do aparecimento de uma fase amorfa Para alcanccedilar bom
acordo nos refinamentos Rietveld foram necessaacuterios 20 termos na funccedilatildeo polinomial de
Chebyshev para descrever estas linhas de base (background)
Analisando-se portanto os difratogramas referentes agraves etapas de 10 13 16 e 19 horas
eacute possiacutevel identificar o crescimento dessa fase amorfa conforme mostramos na Figura 30
4 6 8 10 12 14 16 18 20
25
30
35
40
45
50
55
Ta
ma
nh
o m
eacuted
io d
e c
rista
lito
(n
m)
Tempo de moagem (horas)
50
Estas curvas satildeo particularmente interessantes uma vez que podemos avaliar as
distacircncias R entre os primeiros vizinhos da fase desordenada aplicando a equaccedilatildeo de Ehrenfest
que pode ser expressa como [56]
2Rsen(θ) = 123λ (14)
O maacuteximo destas curvas correspondem a 2θ ~29o o que nos leva a distacircncias aproximada
de 38 Aring Esta distacircncia natildeo fere nenhum viacutenculo de distancias entre os atamos para
Ni-Ni~248 Aring Ni-Bi~ 278 Aring Bi-Bi~308 Aring Bi-O~214 Aring
Figura 30 Comparaccedilatildeo das funccedilotildees de background para a amostra moiacuteda por 10 13 16 e 19 horas
Com objetivo de avaliar com mais detalhes a estrutura nanocristalina e amorfa
realizamos medidas de difraccedilatildeo com configuraccedilotildees que produzissem uma maior qualidade nos
dados obtidos utilizamos uma cacircmara com baixo vaacutecuo e aumentamos o tempo de aquisiccedilatildeo
dos dados
A Figura 31 mostra o padratildeo obtido para a amostra final moiacuteda por 19 horas
Destacamos a evidente fase amorfa que se forma
10 20 30 40 50 60 70 80
19 horas
16 horas
13 horas
10 horas
Inte
nsid
ade (
u a)
2 (graus)
51
Figura 31 Formaccedilatildeo da fase amorfa na amostra de Bi3Ni apoacutes 19 horas de moagem
Comparando o padratildeo de DRX obtido para amostra moiacuteda por 19 horas com o
difratograma padratildeo de Bi3Ni (cartatildeo nuacutemero 391336 do ICSD) pode-se constatar a
equivalecircncia dos picos conforme apresentada Figura 32
Com os difratogramas de maior resoluccedilatildeo verificamos a presenccedila embora em uma
pequena fraccedilatildeo de Bi (ICSD no 64703) Assim como uma ligeira sugestatildeo da existecircncia de
Bi2O3 (ICSD no 41764) vislumbra-se essa fase em virtude da possiacutevel oxidaccedilatildeo da amostra
devido as sucessivas aberturas do jarro de moagem para realizaccedilatildeo do DRX entretanto
diferentemente do que se percebe para o bismuto natildeo haacute nenhum pico referente ao oxido de
bismuto
Na posiccedilatildeo de 2θ~27o existe um pico caracteriacutestico do Bi2O3 entretanto mesmo com a
melhor resoluccedilatildeo do DRX natildeo eacute possiacutevel distinguir claramente a fase do oxido de bismuto
assim durante o processo de refinamento pelo MR natildeo foi adicionada a fase relativa ao oxido
O refinamento pelo meacutetodo de Rietveld referente a amostra moiacuteda por 19h encontra-se
na Figura 33 percebe-se a boa concordacircncia obtida para a fase de interesse Bi3Ni e a fase
20 30 40 50 60 70 80
Bi
Inte
nsid
ade (
u a)
2 (graus)
Bi
20 25 30 35 40 45
52
amorfa O asterisco indicando o pico principal do Bi salienta que essa fase por contribuir
modestamente em um difratograma tatildeo complexo natildeo eacute bem ajustada
Figura 32 Difratograma da amostra moiacuteda 19h em conjunto com os CIFs de o Bi3Ni Bi e Bi2O3
Figura 33 Difratograma da amostra moiacuteda 19h e refinada por meacutetodo de Rietveld partindo dos CIFs
do Bi3Ni Bi
20 30 40 50 60 70 80
19 horas
Bi3Ni
Bi
Bi2O
3
In
tensid
ade (
u a)
2 (graus)
25 30 35 40
20 30 40 50 60 70 80
Experimental (19h)
Calculado
Residual
Inte
nsid
ade (
u a)
2 (graus)
20 25 30 35 40 45 50
53
Os trabalhos cientiacuteficos que versam sobre a produccedilatildeo e a caracterizaccedilatildeo do composto
Bi3Ni descrevem que a siacutentese pode ser realizada por vaacuterios mecanismos normalmente as
metodologias mais usadas para obtenccedilatildeo envolvem os processos em meio quiacutemico a
eletrodeposiccedilatildeo e a solidificaccedilatildeo raacutepida Em alguns casos utilizou-se longos processos teacutermicos
que envolvem a permanecircncia da amostra num forno de resistecircncia a 1100 degC durante 3 dias
[13] ou processos de sinterizaccedilatildeo com recozimento a vaacutecuo a temperatura de 1000 degC por 24
horas [15] Relata-se tambeacutem que conforme ocorreu neste trabalho algumas amostras
apresentam pequenos traccedilos de Bi em sua composiccedilatildeo final [13]
Dessa forma o primeiro desafio desse trabalho foi produzir uma fase uacutenica de Bi3Ni por
meio da moagem mecacircnica entretanto verificou-se no resultado obtido no DRX e no
refinamento pelo MR que a fase de Bi3Ni embora apresente uma fraccedilatildeo de 999 ainda possui
leves traccedilos do pico mais intenso de bismuto (indicado por um asterisco na Figura 33) Uma
proposta futura seria portanto acrescentar uma pequena quantidade de Ni para interagir com
esse Bi remanescente
42 Medidas de DRX in situ
Com o objetivo de estudar a estabilidade teacutermica e acompanhar a evoluccedilatildeo estrutural da
amostra em funccedilatildeo da temperatura foram realizadas medidas de DRX in situ conforme
descrito nos procedimentos experimentais A Figura 34 apresenta os quatro difratogramas
obtidos
A temperatura de 25 oC observa-se uma fase uacutenica do composto Bi3Ni (com jaacute
mencionado anteriormente a amostra possui uma leve indicaccedilatildeo da presenccedila de bismuto) que
possui estrutura ortorrocircmbica e grupo espacial Pnma eacute a mesma apresentada na Figura 32
A medida que aumentamos a temperatura conforme descrito na seccedilatildeo 3 Figura 21
inicia-se uma transformaccedilatildeo do composto inicial para o crescimento da fase tetragonal de Bi2O3
(ICSD no 41764) e da fase precursora de Bi Essa alteraccedilatildeo na composiccedilatildeo da amostra ocorre
em virtude da degradaccedilatildeo da fase Bi3Ni que conforme eleva-se a temperatura tem sua fraccedilatildeo
diminuiacuteda conforme verifica-se na Figura 36 Embora as medidas in situ terem sido feitas em
baixo vaacutecuo natildeo foi impedido o crescimento do Bi2O3
54
Na Figura 34 encontram-se plotados os DRX referentes as medidas realizadas em 25o
250o 300o e 350 oC as curvas foram deslocadas verticalmente para melhor comparaccedilatildeo
Figura 34 Padratildeo observado nos DRX da amostra submetida a aquecimento
A temperatura de 250 oC temos a ocorrecircncia de trecircs fases Bi3Ni Bi2O3 e Bi
O refinamento estrutural pelo meacutetodo de Rietveld estaacute mostrado na Figura 35 Mesmo tratando-
se de uma amostra com um elevado nuacutemeros de pico aleacutem da presenccedila de uma fase amorfa o
acordo entre o experimental e o calculado eacute notaacutevel Os valores dos iacutendices de avaliaccedilatildeo da
qualidade do refinamento referentes as quatro medidas realizadas encontram-se na tabela 5
20 30 40 50 60 70 80
350 0C
300 0C
250 0C
Inte
nsid
ade (
ua
)
2 (graus)
25 0C
55
Figura 35 Padratildeo obtidos no refinamento pelo MR para amostra aquecida a 250 0C
Tabela 5 Valores de Chi2 e de Rwp obtidos nos refinamentos realizados durante o processo de
aquecimento
A temperatura de 300 oC comeccedila a formaccedilatildeo da uma nova fase cubica de grupo espacial
I23 o Bi12NiO19 em detrimento da diminuiccedilatildeo da fase de Bi3Ni Aleacutem do aumento da fraccedilatildeo
da fase de Bi2O3
Temperatura de realizaccedilatildeo da medida Rwp 1205362
25 0C 69 23
250 0C 83 18
300 0C 98 26
350 0C 99 25
10 20 30 40 50 60 70 80
Inte
nsid
ade (
ua
)
2 (graus)
Experimental
Calculado
Residual
250 0C
25 30 35 40
56
O uacuteltimo DRX foi realizado a 350 oC a principal alteraccedilatildeo dessa medida refere-se ao
fato da inexistecircncia de picos referentes agrave fase Bi3Ni A fase majoritaacuteria torna-se agora a fase
referente ao Bi e a fase Bi12NiO19 (indexado na base de dados PDF2 mas natildeo na base de dados
ICSD) permanece estaacutevel isto eacute sem alteraccedilotildees significativas em sua fraccedilatildeo O fato de estarem
presentes picos referentes ao Bi mesmo apoacutes termos ultrapassado a temperatura de fusatildeo pode
ser explicado levando-se em consideraccedilatildeo a baixa condutividade teacutermica do bismuto aliado ao
excesso de defeitos produzidos na moagem assim natildeo obteve-se a fusatildeo do elemento
Utilizamos os dados obtidos nos refinamentos para plotar o graacutefico exposto na Figura
36 onde eacute possiacutevel observar a fraccedilatildeo de cada fase em funccedilatildeo da temperatura de execuccedilatildeo do
DRX Percebe-se a raacutepida decomposiccedilatildeo da fase de Bi3Ni que entre 250 oC e 350 oC apresenta
uma reduccedilatildeo percentual de aproximadamente 88 concomitantemente ao crescimento
percentual da fase de Bi
Figura 36 Fraccedilotildees de fase em funccedilatildeo da temperatura de realizaccedilatildeo do DRX in situ
O DRX realizado na amostra a 350 oC eacute mostrado na Figura 37 em conjunto aos CIFs
das fases constituintes Para a fase Bi12NiO19 natildeo foi encontrado o CIF no banco de dados do
Inorganic Crystal Structure Database (ICSD) Para refinar utilizando o meacutetodo de Rietveld
partimos do protoacutetipo estrutural de Bi26-x Mx O40-y (M = Mg Al Co Ni) O CIF desta fase
25 75 125 175 225 275 325 375
0
20
40
60
80
100
Fra
ccedilao d
e F
ases (
)
Temperatura (0C)
Bi3Ni
Bi2O
3
Bi
Bi12
NiO19
57
resultante estaacute mostrado em vermelho na Figura 37 e uma representaccedilatildeo da ceacutelula unitaacuteria na
Figura 38 os aacutetomos de oxigecircnio estatildeo representados na cor vermelha e o niacutequel em verde
Figura 37 Padratildeo observado no DRX da amostra em 350 oC em comparaccedilatildeo com o CIF das fases
constituintes
Figura 38 Projeccedilatildeo do eixo a e em perspectiva do Bi12NiO19
10 20 30 40 50 60 70 80
Inte
nsid
ade (
ua
)
2(graus)
350 graus
Bi2O
3
Bi
Bi12
NiO19
20 25 30 35 40 45 50 55
58
O refinamento estrutural utilizando estas fases estaacute mostrado na Figura 39 e os valores
referentes aos paracircmetros de rede obtidos para o refinamento da fase Bi12NiO19 constam na
tabela 6
Figura 39 Padratildeo obtidos no refinamento pelo MR para amostra aquecida a 350 0C
Tabela 6 Paracircmetros da ceacutelula unitaacuteria da estrutura Bi12NiO19
A Figura 40 conteacutem as fotografias retiradas do forno do difratocircmetro antes e apoacutes a
realizaccedilatildeo da medida Eacute possiacutevel verificar que a amostra devido a dilataccedilatildeo volumeacutetrica e a
fusatildeo do bismuto transborda o porta amostra
Paracircmetros de Rede a = b=c=10258(8) Aring
Acircngulos α = β = γ = 900
Volume da ceacutelula 107966(2) Aring3
Grupo de simetria Cuacutebico
Grupo espacial I23
10 20 30 40 50 60 70 80
Inte
nsid
ade (
ua
)
2 (graus)
Calculado
Experimental
Residual
350 0C
20 25 30 35 40 45
59
Figura 40 Fotografia do forno do DRX antes a apoacutes a realizaccedilatildeo das medidas
43 Calorimetria Diferencial de Varredura (DSC)
Com a finalidade de estudar e melhor entender a evoluccedilatildeo estrutural da amostra
observada nas medidas in situ realizou-se medidas DSC conforme descrito nos procedimentos
experimentais a temperatura final foi de 550 oC
Na Figura 41 mostramos as medidas DSC feitas em diferentes taxas de aquecimento
realizadas na amostra moiacuteda por 19 horas Em todas as 4 medidas vemos comportamentos
exoteacutermicos e endoteacutermicos Os picos endoteacutermicos ocorreram a uma temperatura aproximada
de 270 0C temperatura essa equivalente ao ponto de fusatildeo do bismuto e foram atribuiacutedos a
fusatildeo do Bi ocorrida em duas etapas
Comparando-se os resultados obtidos nas medidas in situ onde observamos a nucleaccedilatildeo
de uma nova fase a partir da temperatura de 250 oC com os resultados obtidos no DSC podemos
concluir que o pico exoteacutermico presente no termograma corresponde agrave nucleaccedilatildeo da fase de
Bi2O3
Com a finalidade de calcular a energia de ativaccedilatildeo (Ea) necessaacuteria para promover essa
nucleaccedilatildeo aplicamos a metodologia proposta por Kissinger [2] Conforme indicado na Figura
41 as 4 medidas foram feitas com taxas de aquecimento de 25 5 10 e 20 oCmin
60
A Figura 42 mostra em detalhes a Figura 41 onde vemos os valores das temperaturas
de pico de cristalizaccedilatildeo (Tc) e as referidas taxas de aquecimento (120591) Como era esperado a
medida que a taxa de aquecimento aumenta a temperatura de pico tambem aumenta
Figura 41 Termograma DSC plotados em conjunto para os diferentes fluxos de calor
Figura 42 Espectros DSC com as temperaturas de pico e suas respectivas taxas de aquecimento
100 150 200 250 300 350 400 450 500 550
250Cmin
50Cmin
100Cmin
fluxo d
e c
alo
r (u
a)
Temperatura (0C)
200Cmin
exo
230 235 240 245 250 255 260 265 270 275 280 285
250Cmin
50Cmin
100Cmin
fluxo d
e c
alo
r (u
a )
Temperatura (0C)
242 0C
252 0C
266 0C
278 0C
200Cmin
exo
61
Com os dados fornecidos na Figura 42 pode-se calcular a energia de ativaccedilatildeo referente
a nucleaccedilatildeo da fase de Bi2O3 Plotando-se um graacutefico linear de ln(120591
1198791198882) versus
1
119879119888 onde o
coeficiente angular eacute (minus119864119886
119877) obteacutem-se a energia de ativaccedilatildeo A Figura 43 apresenta a
linearizaccedilatildeo da equaccedilatildeo 16 de onde se obteacutem a energia de ativaccedilatildeo do processo de nucleaccedilatildeo
do Bi2O3
Figura 43 Graacutefico linear do ln(120591
1198791198882) versus
1
119879119888
Logo considerando as relaccedilotildees anteriormente definidas eacute possiacutevel calcular a energia de
ativaccedilatildeo uma vez que m = (minus119864119886
119877) e R = 831 jmol K Desse modo a energia de ativaccedilatildeo
necessaacuteria para promover a nucleaccedilatildeo da fase Bi2O3 eacute de 12465 kJmol
A metodologia proposta permitiria tambeacutem calcular a energia de ativaccedilatildeo necessaacuteria
para cristalizar a fase amorfa as medidas de DSC foram planejadas ateacute a temperatura de
550 oC devido a limitaccedilotildees do equipamento poreacutem como fica evidente na Figura 41 natildeo se
observa nenhum pico exoteacutermico apoacutes os 350 oC que se possa estar associado a cristalizaccedilatildeo da
fase amorfa O pico exoteacutermico existente como jaacute mencionado ocorreu a uma temperatura que
variou de 242 0C agrave 278 0C e refere-se agrave nucleaccedilatildeo de fase
182 184 186 188 190 192 194
-115
-110
-105
-100
-95
ln (
T2 c)
1Tc (10
-3 k
-1)
62
44 Tratamento teacutermico
Apoacutes a realizaccedilatildeo das medidas de DRX in situ e das medidas de DSC a fase amorfa
ainda se encontrava presente assim foi realizado um tratamento teacutermico com a finalidade de
promover a cristalizaccedilatildeo da fase amorfa presente
O tratamento teacutermico foi realizado a uma taxa constante de 10 0Cmim ateacute a temperatura
de 800 0C com a atmosfera protegida por gaacutes argocircnio Na Figura 44 apresenta-se o difratograma
da amostra realizado apoacutes o do tratamento teacutermico vemos no detalhe que a acentuada elevaccedilatildeo
na linha de base entre a faixa de 2θ que vai de aproximadamente 26deg agrave 36deg e que corresponde
a fase amorfa desapareceu completamente
Figura 44 Difratograma da amostra apoacutes tratamento teacutermico
Para a amostra tratada termicamente foram identificadas trecircs fases similar ao observado
nas medias in situ a 350 oC foram identificadas a fase cuacutebica Bi12NiO19 a fase tetragonal de
Bi2O3 (ICSD no 41764) e a fase romboeacutedrica de Bismuto (ICSD no 64703) Na Figura 45
apresentamos o padratildeo observado plotado juntamente com o CIF das 3 fases identificadas
10 20 30 40 50 60 70 80
Inte
nsid
ad
e (
ua
)
2 (graus)
Pos Tratamento Teacutermico
20 25 30 35 40 45 50 55 60
63
Figura 45 Difratograma da amostra apoacutes tratamento teacutermico em conjunto com os CIFs de Bi Bi2O3 e
Bi12NiO19
Pode-se verificar no padratildeo do difratograma da Figura 45 que pelo formato da linha de
base obtida ocorreu a cristalizaccedilatildeo da fase amorfa e as fases identificadas correspondem aos
picos presentes no DRX da amostra
O refinamento realizado pelo MR confirmou a identificaccedilatildeo das fases contidas na
amostra no sentido da exata correspondecircncia entre os picos obtidos nos padrotildees calculados e
observados As fraccedilotildees das fases da amostra que sofreu tratamento teacutermico em comparaccedilatildeo com
as fraccedilotildees obtidas no DRX in situ estatildeo apresentados na tabela 7
Tabela 7 Fraccedilotildees das fases apoacutes tratamento teacutermico e DRX in situ a 350 oC
Fraccedilatildeo das fases Tratamento Teacutermico DRX in situ a 350 oC
Bi12NiO19 90 137
Bi2O3 89 20
Bi 11 663
10 20 30 40 50 60 70 80
Inte
nsid
ade (
ua
)
2 (graus)
Observado
Bi
Bi2O
3
Bi12
NiO19
25 30 35 40 45 50 55
64
O aumento da temperatura propicia a nucleaccedilatildeo das fases de Bi2O3 e Bi12NiO19 em
detrimento da diminuiccedilatildeo da fase Bi3Ni
O refinamento pelo meacutetodo de Rietveld para amostra que sofreu tratamento teacutermico
apresentou uma boa concordacircncia para os perfis calculado e experimental Nesse refinamento
foi utilizado o CIF modificado de Bi12NiO19 Na Figura 46 temos o padratildeo experimental e o
calculado obtidos no refinamento pelo MR
Figura 46 Padratildeo observado e experimental refinado pelo MR para amostra tratada termicamente
Compara-se na Figura 47 os difratogramas obtidos para amostra tratada termicamente e
para o DRX in situ a temperatura de 350 oC eacute possiacutevel identificar a correspondecircncia entre os
picos entretanto eacute notaacutevel a diferenccedila na linha de base do difratograma referente ao DRX in
situ contra o DRX da amostra submetida a tratamento teacutermico Pode-se concluir que para
ocorrer a cristalizaccedilatildeo da fase amorfa eacute necessaacuterio que a temperatura do tratamento teacutermico seja
superior a 550 0C
10 20 30 40 50 60 70 80
Inte
nsid
ade (
ua
)
2 (graus)
Calculado
Experimental
Residual
Pos Tratamento Teacutermico
65
Outro fenocircmeno perceptiacutevel eacute o deslocamento em 2θ da posiccedilatildeo dos picos O
difratograma da amostra que foi ao forno do DRX tem a posiccedilatildeo dos seus picos deslocados para
direita em comparaccedilatildeo ao observado no CIF do Bi12NiO19 e no DRX da amostra que passou
por tratamento teacutermico Podemos associar esse deslocamento a contraccedilatildeo do volume da ceacutelula
unitaacuteria Considerando o valor padratildeo do volume do composto Bi12NiO19 constante na tabela
5 ocorreu uma reduccedilatildeo de volume de aproximadamente 155 para amostra tratada
termicamente e uma variaccedilatildeo positiva de 005 para amostra do DRX in situ Na Figura 47
plotamos juntos os difratogramas da amostra tratada termicamente da amostra que realizou a
medida in situ a 350 0C e o CIF do Bi12NiO19
Figura 47 Difratogramas das amostras apoacutes tratamento teacutermico e DRX in situ em conjunto com o
CIF do Bi12NiO19
O tratamento teacutermico realizado produziu o resultado esperado cristalizando a fase
amorfa As fases presentes na amostra apoacutes a realizaccedilatildeo do tratamento estatildeo em conformidade
agraves encontradas nas medidas de DRX in situ
20 30 40 50 60 70 80
Bi
Inte
nsid
ade (
u a)
2 (graus)
Bi
20 25 30 35 40 45
66
5 CONCLUSAtildeO
A sintetizaccedilatildeo do composto nanoestruturado de Bi3Ni foi realizado de modo eficiente
apoacutes 13 horas de moagem mecacircnica
As medidas de difraccedilatildeo de Raio X possibilitaram acompanhar a evoluccedilatildeo estrutural e a
nucleaccedilatildeo da fase de Bi3Ni O refinamento realizado pelo Meacutetodo de Rietveld proporcionou a
quantificaccedilatildeo dos paracircmetros cristalograacuteficos tais como paracircmetros de rede volume da ceacutelula
unitaacuteria fraccedilatildeo das fases presentes e tamanho de cristalito Os fatores de qualidade e
convergecircncia alcanccedilaram valores satisfatoacuterios correspondendo a exata simulaccedilatildeo do padratildeo
observado
A anaacutelise teacutermica realizada por meio das medidas de DRX in situ permitiu o estudo da
estabilidade teacutermica e o acompanhamento da evoluccedilatildeo estrutural da amostra em funccedilatildeo da
temperatura Foi possiacutevel identificar duas novas fases presentes o Bi2O3 e Bi12NiO19 nucleadas
agraves custas da fase de Bi3Ni Na temperatura de 350 oC a amostra eacute composta das fases Bi12NiO19
Bi2O3 e Bi
As medidas de DSC realizadas ateacute a temperatura de 550 oC e com quatro diferentes
taxas de aquecimento foram utilizadas para se calcular com o uso da equaccedilatildeo de Kissinger a
energia de ativaccedilatildeo (Ea) necessaacuteria para promover a nucleaccedilatildeo do composto Bi12NiO19 que eacute de
12465 kJmol
O tratamento teacutermico no forno ateacute 800 oC promoveu o relaxamento dos defeitos e
tensotildees causadas durante a moagem mecacircnica e a cristalizaccedilatildeo da fase amorfa natildeo sendo mais
possiacutevel identificar no DRX realizado o perfil referente a essa fase Identificou-se novamente a
fase Bi12NiO19 aleacutem da ocorrecircncia das fases de Bi2O3 e Bi jaacute identificadas nas medidas de
DRX in situ confirmando a consistecircncia dos resultados obtidos por dois ensaios diferentes
Pocircde-se verificar o mesmo fenocircmeno em todos os ensaios que envolveram o
aquecimento da amostra Ao aquecer-se o Bi3Ni ocorre um processo de oxidaccedilatildeo que resulta
na formaccedilatildeo da fase de Bi2O3 e a fase de Bi12NiO19 todas associadas ao consumo de Bi da fase
Bi3Ni
Para realizaccedilatildeo de estudos futuros com o intuito de se obter a fase uacutenica de Bi3Ni
pode-se alterar ligeiramente as massas dos produtos com a adiccedilatildeo de um pouco de niacutequel
67
Pode-se melhorar o controle das condiccedilotildees de realizaccedilatildeo dos tratamentos teacutermicos com o
intuito de se evitar a oxidaccedilatildeo A realizaccedilatildeo de medidas de DSC ateacute a temperatura de 800 0C
poderaacute revelar picos exoteacutermicos e propiciar condiccedilotildees para se calcular a energia necessaacuteria
para promover a cristalizaccedilatildeo da fase amorfa
68
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38
Na Figura 17 eacute possiacutevel visualizar o jarro de moagem em dois momentos sendo o
primeiro entes do fechamento com as esferas e a amostra e posteriormente durante o processo
de fechamento dentro da glove box
Figura 17 Preparaccedilatildeo e selagem do vaso de moagem
O primeiro processo de moagem da mistura foi realizado durante uma hora Apoacutes esse
tempo o jarro foi aberto e feito uma Difraccedilatildeo de Raios X (DRX) da amostra Seguiu-se entatildeo
para selagem do vaso de moagem e preparaccedilatildeo para novo ciclo de moagem O intervalo de
moagem passou a ser de 3 horas sendo realizado em trecircs etapas de 1 hora entre cada etapa
houve um intervalo de 5 minutos para resfriamento da amostra realizadas sem abertura do jarro
de moagem
No procedimento foi utilizada a rotaccedilatildeo de 1000 rpm a temperatura do vaso variou de
27 degC agrave 39 degC no final da moagem Apoacutes as 3 horas de moagem o vaso foi aberto e realizou-se
um DRX da amostra Esse processo se repetiu por seis vezes tendo gerado intervalos de tempo
de1h 4hs 7hs 10hs 13hs 16hs e 19hs de moagem
O fim da moagem foi estabelecido com base na anaacutelise dos difratogramas da amostra e
da constataccedilatildeo de equiliacutebrio na evoluccedilatildeo ou formaccedilatildeo de novas fases
39
33 Difraccedilatildeo de Raios X
As medidas de DRX foram realizadas no Laboratoacuterio de Materiais (LabMat) da UFAM
utilizando um Difratocircmetro de Raio-X modelo Empyrean da PANalytical com radiaccedilatildeo CuKα1
de 1 5406 Aring e se dividiram em duas etapas
A primeira etapa foi realizada com os intervalos de 1h 4hs 7hs 10hs 13hs 16hs e 19
horas e teve como finalidade acompanhar a evoluccedilatildeo estrutural da amostra e confirmar a
formaccedilatildeo da fase uacutenica de Bi3Ni
A Figura 18 apresenta o porta amostra em duas etapas distintas a primeira com a
amostra sendo preparada adequadamente e na segunda pronta para a realizaccedilatildeo do DRX
Figura 18 Preparaccedilatildeo da amostra para realizaccedilatildeo de DRX
Os difratogramas experimentais gerados foram submetidos agrave identificaccedilatildeo das fases
cristalinas atraveacutes de comparaccedilotildees com padrotildees difratomeacutetricos disponibilizados no banco de
dados do Inorganic Crystal Structure Database ndash ICSD
Na Figura 19 apresenta-se o goniocircmetro difratocircmetro de raio-X modelo Empyrean da
PANalytical
40
Figura 19 Difratocircmetro de Raio-X modelo Empyrean da PANalytical
Os padrotildees usados de DRX foram os seguintes
Faixa de acircngulo 10 ndash 100deg
Velocidade de escaneamento 1deg min
Tempo aproximado de realizaccedilatildeo do difratograma 45 min
Tubo de raio-X de cobre (Cu)
Voltagem 40 kV
Corrente 30 mA
Divergecircncia de fenda 10 (deg)
Dispersatildeo de fenda 10 (deg)
A segunda etapa das medidas de DRX foi realizada com uso do forno e medidas in situ
tendo sido realizadas com a amostra moiacuteda por 19 horas nas temperaturas de 250 2500 3000 e
350 0C essas medidas tiveram a finalidade de acompanhar o comportamento estrutural em
funccedilatildeo da temperatura e estudar a estabilidade teacutermica da amostra Detalhes do forno estatildeo
ilustrados nas Figuras 20
41
Figura 20 Preparaccedilatildeo da amostra e porta amostra no forno do DRX
A primeira mediccedilatildeo foi realizada a temperatura de 25 oC seguindo-se de um
aquecimento a taxa de 10 oCmin ateacute atingir a temperatura de 250 oC apoacutes atingir a temperatura
procedeu-se uma execuccedilatildeo de uma isoteacutermica por 10 minutos antes da mediccedilatildeo in situ de DRX
O procedimento foi repetido para as temperaturas de 300 oC e 350 oC conforme pode-se
observar na rampa de aquecimento da Figura 21
Figura 21 Rampa de aquecimento para medidas in situ de DRX
34 Refinamento pelo Meacutetodo de Rietveld
Para realizaccedilatildeo dos refinamentos pelo MR desta dissertaccedilatildeo utilizou-se o programa
GSAS (General Structure Analysis System) e o EXPGUI [4748]
42
Para se descrever o formato dos picos de DRX utilizou-se a funccedilatildeo perfil pseudo-Voigt
de Thompson-Cox-Hasting modificada funccedilatildeo de perfil CW 4 no pacote GSAS que considera
o modelo anisotroacutepico de Stephens e efeitos de textura [4950]
Para o coeficiente de mistura (η) que determina as contribuiccedilotildees do alargamento
gaussiano (η = 0) e Lorentziano (η = 1) nas equaccedilotildees 5 e 6 foi utilizado neste trabalho o valor
de η = 075
Os coeficientes de alargamento instrumental V e W constantes na equaccedilatildeo 5 foram
previamente obtidos a partir do DRX de uma amostra padratildeo bem cristalizada e mantidos fixos
no refinamento dos dados experimentais
Para o caacutelculo do tamanho meacutedio de cristalito com o uso da equaccedilatildeo 7 utilizou-se o
valor de K = 091 e 120582=0154056 nm
O GSAS dispotildee de 8 tipos de funccedilotildees de background neste trabalho utilizou-se a funccedilatildeo
polinomial de Chebyshev o nuacutemero de termos variou tendo sido utilizados 20 termos na funccedilatildeo
polinomial para refinamentos com a presenccedila da fase amorfa e 6 termos apoacutes a cristalizaccedilatildeo da
fase amorfa
Para iniacutecio do refinamento no programa EXPGUI foi utilizado o diagrama de blocos da
Figura 12 e para o refinamento dos paracircmetros as correlaccedilotildees da tabela 3
35 Tratamento Teacutermico
Foi realizado um tratamento teacutermico na amostra moiacuteda por 19 horas com a finalidade
de promover o relaxamento dos defeitos e tensotildees causados durante a moagem mecacircnica e a
cristalizaccedilatildeo da fase amorfa presente A partir da temperatura ambiente 25 oC iniciou-se o
aquecimento a uma taxa de 10 oCmin A temperatura final foi de 800 oC seguindo-se do
desligamento do forno que se manteve fechado ateacute que a temperatura da amostra atingisse
25 oC Em seguida a amostra foi retirada do forno e foi realizado um DRX Utilizou-se um forno
tubular com tubo de quartzo e uma atmosfera com fluxo constante de gaacutes argocircnio ilustrado
na Figura 22
43
Figura 22 Forno utilizado para realizar o tratamento teacutermico
36 Calorimetria Diferencial de Varredura (DSC)
As medidas de DSC foram realizadas na amostra moiacuteda por 19 horas em uma ceacutelula
Netzsch modelo DSC 3500 Sirius pertencente ao Laboratoacuterio de Termo ciecircncias da UFAM
Para realizaccedilatildeo das medidas utilizou-se um fluxo de proteccedilatildeo de N2 a 50 mlmin com
temperatura inicial de 25 oC e temperatura final de 550 oC
Foram realizadas quatro medidas com as taxas de transferecircncia de calor de 25 oCmin
5 oCmin 10 oCmin e 20 oCmin Foram utilizados cadinhos (porta amostra) de alumiacutenio e a
massa meacutedia de 22 mg de amostra foi utilizada nos quatro experimentos
Na Figura 23 eacute mostrada a ceacutelula Netzsch modelo DSC 3500 Sirius onde foram
realizadas as medidas e os cadinhos sendo dois fechados e um com a amostra visiacutevel
Figura 23 Equipamento utilizado para realizar o DSC
44
4 RESULTADOS E DISCUSSOtildeES
41 Evoluccedilatildeo estrutural
A Figura 24 mostra a evoluccedilatildeo estrutural durante o processo de siacutentese conforme
descrito nos procedimentos experimentais Qualitativamente podemos ver nesta figura uma
modificaccedilatildeo gradativa dos padrotildees de difraccedilatildeo O pico mais intenso da amostra moiacuteda por 1
hora corresponde ao plano (1 0 -2) do Bi precursor
Acompanhando o comportamento deste plano em especiacutefico constata-se que entre a
primeira e a quarta hora o mesmo sofre apenas uma ligeira diminuiccedilatildeo Concomitantemente
com este decreacutescimo emergem pequenos novos picos em 2θ aproximadamente entre 28 e 35o
Com 7 horas de moagem os novos picos satildeo evidentes e foram identificados junto agrave base de
dados do ICSD como a estrutura desejada Bi3Ni grupo espacial Pnma (cartatildeo nuacutemero 391336)
Em 13 horas de moagem o pico do Bi atinge seu miacutenimo e segue estaacutevel ateacute 19 h de moagem
Dada a observaccedilatildeo da estabilizaccedilatildeo estrutural o processo foi interrompido Uma anaacutelise mais
detalhada dos difratogramas seraacute mostrada e discutida na sequecircncia
Figura 24 Padratildeo de difraccedilatildeo observado para amostra e Bi3Ni durante todo intervalo de moagem
10 20 30 40 50 60 70 80
19h
16h
1h
10h
1h
7h
4h
2(graus)
1h
13h
Inte
nsid
ade (
ua
)
45
Na Figura 25 mostramos a indexaccedilatildeo das fases na primeira hora de moagem onde foi
verificada o iniacutecio da nucleaccedilatildeo do Bi3Ni Tambeacutem eacute possiacutevel observar os picos do elemento
precursor minoritaacuterio no caso o Niacutequel (cartatildeo ICSD 64703)
Figura 25 Difratograma obtido apoacutes a primeira hora de moagem
Seguindo o processo de moagem conforme descrito nos procedimentos experimentais
a amostra foi moiacuteda por mais 3 horas totalizando 4 horas de moagem os difratogramas obtidos
satildeo apresentados nas Figuras 26 e 27 Nesta etapa jaacute natildeo eacute mais possiacutevel identificar a presenccedila
dos picos referentes ao niacutequel dessa forma somente satildeo observados os picos do bismuto e do
Bi3Ni Poreacutem como verificamos na Figura 24 a nucleaccedilatildeo da liga Bi3Ni continua ocorrendo
sistematicamente
Na Figura 26 mostramos uma comparaccedilatildeo do difratograma padratildeo de Bi3Ni (cartatildeo
nuacutemero 391336 do ICSD) com o difratograma da amostra moiacuteda por 4 horas plotados em
conjunto para destacar a nucleaccedilatildeo da fase de Bi3Ni
Na Figura 27 apresenta-se o resultado do refinamento pelo meacutetodo de Rietveld para as
4 horas de moagem Eacute possiacutevel verificar um bom acordo entre o padratildeo de DRX da amostra e
o padratildeo refinado por MR Os fatores de qualidade podem ser verificados na tabela 4 Neste
refinamento obtivemos uma fraccedilatildeo de fase equivalente a 67 de Bi e 33 de Bi3Ni
46
Figura 26 Difratograma da amostra moiacuteda durante 4 horas (curva com ruiacutedo) e o padratildeo idealizado
do Bi3Ni calculado a partir do arquivo CIF (cartatildeo ICSD no 391336)
Figura 27 Padratildeo observado no DRX (4horas) calculado e residual obtidos no refinamento pelo MR
10 20 30 40 50 60 70 80
23 24 25 26 27 28 29 30 31 32 33
Inte
nsid
ade (
ua
)
2(graus)
4 horas
CIF Bi3Ni
10 20 30 40 50 60 70 80
Experimental
Calculado
Residual
Inte
nsid
ade (
u a)
2 (graus)
4 horas
25 30 35 40 45
47
Em todas as etapas do processo de moagem foram obtidos refinamentos com iacutendices de
qualidade muito semelhantes Natildeo houve alteraccedilatildeo nos acircngulos da ceacutelula unitaacuteria do composto
de Bi3Ni que permanecerem com α= β= λ = 90o Os valores obtidos para os iacutendices de avaliaccedilatildeo
da qualidade e os paracircmetros de rede encontram-se na tabela 4
Tabela 4 Valores de Rwp e 1205362 obtidos nos refinamentos realizados durante o processo de moagem
mecacircnica para o Bi3Ni
Com os resultados obtidos nos refinamentos determinou-se as contribuiccedilotildees em
porcentagem de cada fase em funccedilatildeo do tempo de moagem Verifica-se que apoacutes a primeira
hora de moagem natildeo se identifica no difratograma a presenccedila de Ni entretanto a fase de Bi3Ni
continua nucleando indicando que ainda existe niacutequel disponiacutevel para a formaccedilatildeo desta fase
Pode-se conceber algumas hipoacuteteses para este fato A primeira refere-se agrave sensibilidade do
equipamento de DRX que natildeo identifica precisamente elementos com fraccedilatildeo de fase menor
que 10 Outa hipoacutetese provaacutevel pode ser atribuiacutea a uma adesatildeo do niacutequel nas paredes do jarro
de moagem ou nas esferas de accedilo tendo em vista sua ductilidade
Na Figura 28 foi plotado a fraccedilatildeo de cada uma das fases presentes no processo de
moagem em funccedilatildeo do tempo Fica evidente que apoacutes a primeira hora a fraccedilatildeo de fase do niacutequel
eacute zero mas continua ocorrendo a nucleaccedilatildeo do Bi3Ni que estabiliza em 13 horas
TEMPO DE MOAGEM RWP 1205362 PARAcircMETROS DE REDE DO BI3NI
a (Å) b (Å) c (Å) Volume (Å3)
4 HORAS 77 139 8890(9) 4102(1) 11502(1) 41949(6)
7 HORAS 70 137 8891(3) 4106(1) 11500(1) 41986(9)
10 HORAS 71 131 8888(1) 4104(8) 11495(1) 41939(5)
13 HORAS 65 124 8893(5) 4104(3) 11507(1) 42003(2)
16 HORAS 64 124 8888(7) 4102(9) 11499(9) 41940(1)
19 HORAS 63 123 8894(1) 4105(1) 11506(5) 42012(3)
48
Figura 28 Fraccedilatildeo das fases de Ni Bi e Bi3Ni em funccedilatildeo do tempo de moagem
Utilizando-se a equaccedilatildeo 7 com os dados obtidos no refinamento pelo MR calculou-se
o tamanho meacutedio dos cristalitos de Bi3Ni em funccedilatildeo do tempo de moagem Na Figura 29
apresenta-se em forma de um graacutefico os valores obtidos Observamos que entre a quarta e a
seacutetima hora haacute um aumento aproximado de 14 no tamanho meacutedio do cristalito pode-se
atribuir esse aumento a uma possiacutevel deformaccedilatildeo plaacutestica da amostra acarretando num
acreacutescimo da aacuterea de superfiacutecie o que aumentaria progressivamente a probabilidade de
soldagem a frio dessas partiacuteculas gerando assim um aumento do tamanho meacutedio do cristalito
Entre a seacutetima e a deacutecima hora de moagem ocorre uma reduccedilatildeo de 26 no tamanho do
cristalito maior valor percentual obtido entre intervalos de moagem Entre a deacutecima sexta e a
deacutecima nona hora haacute uma estabilizaccedilatildeo no processo de reduccedilatildeo do tamanho de cristalito
Obtivemos no final do processo uma reduccedilatildeo total de aproximadamente 59 o que representa
um tamanho meacutedio de cristalito na ordem de 2653 nm
Plota-se na Figura 29 um graacutefico com tamanho meacutedio de cristalito do composto Bi3Ni
em funccedilatildeo do tempo de moagem
0 5 10 15 20
0
20
40
60
80
100
Fra
ccedilao d
e fases (
)
Tempo de moagem ( horas)
Bi
Bi3Ni
Ni
49
Figura 29 Tamanho meacutedio de cristalito de Bi3Ni em funccedilatildeo do tempo de moagem
Natildeo houve formaccedilatildeo de novas fases ou aparentemente quaisquer outras alteraccedilotildees
significativas apoacutes a deacutecima terceira hora de moagem Os uacutenicos efeitos com a continuaccedilatildeo da
moagem foram a melhora da cristalizaccedilatildeo da fase de interesse e o aumento de intensidade do
perfil referente a fase amorfa Poreacutem o processo de moagem totalizou 19 horas a finalidade
deste intervalo apoacutes a estabilizaccedilatildeo de formaccedilatildeo da fase pretendida foi verificar a possibilidade
de oxidaccedilatildeo da amostra que ficou exposta ao ambiente durante a execuccedilatildeo do DRX
Observa-se nos difratogramas da Figura 24 a formaccedilatildeo de uma acentuada elevaccedilatildeo na
linha de base entre a faixa de 2θ que vai de aproximadamente 26deg a 36deg A forma ou perfil
dessa elevaccedilatildeo eacute um forte indicio do aparecimento de uma fase amorfa Para alcanccedilar bom
acordo nos refinamentos Rietveld foram necessaacuterios 20 termos na funccedilatildeo polinomial de
Chebyshev para descrever estas linhas de base (background)
Analisando-se portanto os difratogramas referentes agraves etapas de 10 13 16 e 19 horas
eacute possiacutevel identificar o crescimento dessa fase amorfa conforme mostramos na Figura 30
4 6 8 10 12 14 16 18 20
25
30
35
40
45
50
55
Ta
ma
nh
o m
eacuted
io d
e c
rista
lito
(n
m)
Tempo de moagem (horas)
50
Estas curvas satildeo particularmente interessantes uma vez que podemos avaliar as
distacircncias R entre os primeiros vizinhos da fase desordenada aplicando a equaccedilatildeo de Ehrenfest
que pode ser expressa como [56]
2Rsen(θ) = 123λ (14)
O maacuteximo destas curvas correspondem a 2θ ~29o o que nos leva a distacircncias aproximada
de 38 Aring Esta distacircncia natildeo fere nenhum viacutenculo de distancias entre os atamos para
Ni-Ni~248 Aring Ni-Bi~ 278 Aring Bi-Bi~308 Aring Bi-O~214 Aring
Figura 30 Comparaccedilatildeo das funccedilotildees de background para a amostra moiacuteda por 10 13 16 e 19 horas
Com objetivo de avaliar com mais detalhes a estrutura nanocristalina e amorfa
realizamos medidas de difraccedilatildeo com configuraccedilotildees que produzissem uma maior qualidade nos
dados obtidos utilizamos uma cacircmara com baixo vaacutecuo e aumentamos o tempo de aquisiccedilatildeo
dos dados
A Figura 31 mostra o padratildeo obtido para a amostra final moiacuteda por 19 horas
Destacamos a evidente fase amorfa que se forma
10 20 30 40 50 60 70 80
19 horas
16 horas
13 horas
10 horas
Inte
nsid
ade (
u a)
2 (graus)
51
Figura 31 Formaccedilatildeo da fase amorfa na amostra de Bi3Ni apoacutes 19 horas de moagem
Comparando o padratildeo de DRX obtido para amostra moiacuteda por 19 horas com o
difratograma padratildeo de Bi3Ni (cartatildeo nuacutemero 391336 do ICSD) pode-se constatar a
equivalecircncia dos picos conforme apresentada Figura 32
Com os difratogramas de maior resoluccedilatildeo verificamos a presenccedila embora em uma
pequena fraccedilatildeo de Bi (ICSD no 64703) Assim como uma ligeira sugestatildeo da existecircncia de
Bi2O3 (ICSD no 41764) vislumbra-se essa fase em virtude da possiacutevel oxidaccedilatildeo da amostra
devido as sucessivas aberturas do jarro de moagem para realizaccedilatildeo do DRX entretanto
diferentemente do que se percebe para o bismuto natildeo haacute nenhum pico referente ao oxido de
bismuto
Na posiccedilatildeo de 2θ~27o existe um pico caracteriacutestico do Bi2O3 entretanto mesmo com a
melhor resoluccedilatildeo do DRX natildeo eacute possiacutevel distinguir claramente a fase do oxido de bismuto
assim durante o processo de refinamento pelo MR natildeo foi adicionada a fase relativa ao oxido
O refinamento pelo meacutetodo de Rietveld referente a amostra moiacuteda por 19h encontra-se
na Figura 33 percebe-se a boa concordacircncia obtida para a fase de interesse Bi3Ni e a fase
20 30 40 50 60 70 80
Bi
Inte
nsid
ade (
u a)
2 (graus)
Bi
20 25 30 35 40 45
52
amorfa O asterisco indicando o pico principal do Bi salienta que essa fase por contribuir
modestamente em um difratograma tatildeo complexo natildeo eacute bem ajustada
Figura 32 Difratograma da amostra moiacuteda 19h em conjunto com os CIFs de o Bi3Ni Bi e Bi2O3
Figura 33 Difratograma da amostra moiacuteda 19h e refinada por meacutetodo de Rietveld partindo dos CIFs
do Bi3Ni Bi
20 30 40 50 60 70 80
19 horas
Bi3Ni
Bi
Bi2O
3
In
tensid
ade (
u a)
2 (graus)
25 30 35 40
20 30 40 50 60 70 80
Experimental (19h)
Calculado
Residual
Inte
nsid
ade (
u a)
2 (graus)
20 25 30 35 40 45 50
53
Os trabalhos cientiacuteficos que versam sobre a produccedilatildeo e a caracterizaccedilatildeo do composto
Bi3Ni descrevem que a siacutentese pode ser realizada por vaacuterios mecanismos normalmente as
metodologias mais usadas para obtenccedilatildeo envolvem os processos em meio quiacutemico a
eletrodeposiccedilatildeo e a solidificaccedilatildeo raacutepida Em alguns casos utilizou-se longos processos teacutermicos
que envolvem a permanecircncia da amostra num forno de resistecircncia a 1100 degC durante 3 dias
[13] ou processos de sinterizaccedilatildeo com recozimento a vaacutecuo a temperatura de 1000 degC por 24
horas [15] Relata-se tambeacutem que conforme ocorreu neste trabalho algumas amostras
apresentam pequenos traccedilos de Bi em sua composiccedilatildeo final [13]
Dessa forma o primeiro desafio desse trabalho foi produzir uma fase uacutenica de Bi3Ni por
meio da moagem mecacircnica entretanto verificou-se no resultado obtido no DRX e no
refinamento pelo MR que a fase de Bi3Ni embora apresente uma fraccedilatildeo de 999 ainda possui
leves traccedilos do pico mais intenso de bismuto (indicado por um asterisco na Figura 33) Uma
proposta futura seria portanto acrescentar uma pequena quantidade de Ni para interagir com
esse Bi remanescente
42 Medidas de DRX in situ
Com o objetivo de estudar a estabilidade teacutermica e acompanhar a evoluccedilatildeo estrutural da
amostra em funccedilatildeo da temperatura foram realizadas medidas de DRX in situ conforme
descrito nos procedimentos experimentais A Figura 34 apresenta os quatro difratogramas
obtidos
A temperatura de 25 oC observa-se uma fase uacutenica do composto Bi3Ni (com jaacute
mencionado anteriormente a amostra possui uma leve indicaccedilatildeo da presenccedila de bismuto) que
possui estrutura ortorrocircmbica e grupo espacial Pnma eacute a mesma apresentada na Figura 32
A medida que aumentamos a temperatura conforme descrito na seccedilatildeo 3 Figura 21
inicia-se uma transformaccedilatildeo do composto inicial para o crescimento da fase tetragonal de Bi2O3
(ICSD no 41764) e da fase precursora de Bi Essa alteraccedilatildeo na composiccedilatildeo da amostra ocorre
em virtude da degradaccedilatildeo da fase Bi3Ni que conforme eleva-se a temperatura tem sua fraccedilatildeo
diminuiacuteda conforme verifica-se na Figura 36 Embora as medidas in situ terem sido feitas em
baixo vaacutecuo natildeo foi impedido o crescimento do Bi2O3
54
Na Figura 34 encontram-se plotados os DRX referentes as medidas realizadas em 25o
250o 300o e 350 oC as curvas foram deslocadas verticalmente para melhor comparaccedilatildeo
Figura 34 Padratildeo observado nos DRX da amostra submetida a aquecimento
A temperatura de 250 oC temos a ocorrecircncia de trecircs fases Bi3Ni Bi2O3 e Bi
O refinamento estrutural pelo meacutetodo de Rietveld estaacute mostrado na Figura 35 Mesmo tratando-
se de uma amostra com um elevado nuacutemeros de pico aleacutem da presenccedila de uma fase amorfa o
acordo entre o experimental e o calculado eacute notaacutevel Os valores dos iacutendices de avaliaccedilatildeo da
qualidade do refinamento referentes as quatro medidas realizadas encontram-se na tabela 5
20 30 40 50 60 70 80
350 0C
300 0C
250 0C
Inte
nsid
ade (
ua
)
2 (graus)
25 0C
55
Figura 35 Padratildeo obtidos no refinamento pelo MR para amostra aquecida a 250 0C
Tabela 5 Valores de Chi2 e de Rwp obtidos nos refinamentos realizados durante o processo de
aquecimento
A temperatura de 300 oC comeccedila a formaccedilatildeo da uma nova fase cubica de grupo espacial
I23 o Bi12NiO19 em detrimento da diminuiccedilatildeo da fase de Bi3Ni Aleacutem do aumento da fraccedilatildeo
da fase de Bi2O3
Temperatura de realizaccedilatildeo da medida Rwp 1205362
25 0C 69 23
250 0C 83 18
300 0C 98 26
350 0C 99 25
10 20 30 40 50 60 70 80
Inte
nsid
ade (
ua
)
2 (graus)
Experimental
Calculado
Residual
250 0C
25 30 35 40
56
O uacuteltimo DRX foi realizado a 350 oC a principal alteraccedilatildeo dessa medida refere-se ao
fato da inexistecircncia de picos referentes agrave fase Bi3Ni A fase majoritaacuteria torna-se agora a fase
referente ao Bi e a fase Bi12NiO19 (indexado na base de dados PDF2 mas natildeo na base de dados
ICSD) permanece estaacutevel isto eacute sem alteraccedilotildees significativas em sua fraccedilatildeo O fato de estarem
presentes picos referentes ao Bi mesmo apoacutes termos ultrapassado a temperatura de fusatildeo pode
ser explicado levando-se em consideraccedilatildeo a baixa condutividade teacutermica do bismuto aliado ao
excesso de defeitos produzidos na moagem assim natildeo obteve-se a fusatildeo do elemento
Utilizamos os dados obtidos nos refinamentos para plotar o graacutefico exposto na Figura
36 onde eacute possiacutevel observar a fraccedilatildeo de cada fase em funccedilatildeo da temperatura de execuccedilatildeo do
DRX Percebe-se a raacutepida decomposiccedilatildeo da fase de Bi3Ni que entre 250 oC e 350 oC apresenta
uma reduccedilatildeo percentual de aproximadamente 88 concomitantemente ao crescimento
percentual da fase de Bi
Figura 36 Fraccedilotildees de fase em funccedilatildeo da temperatura de realizaccedilatildeo do DRX in situ
O DRX realizado na amostra a 350 oC eacute mostrado na Figura 37 em conjunto aos CIFs
das fases constituintes Para a fase Bi12NiO19 natildeo foi encontrado o CIF no banco de dados do
Inorganic Crystal Structure Database (ICSD) Para refinar utilizando o meacutetodo de Rietveld
partimos do protoacutetipo estrutural de Bi26-x Mx O40-y (M = Mg Al Co Ni) O CIF desta fase
25 75 125 175 225 275 325 375
0
20
40
60
80
100
Fra
ccedilao d
e F
ases (
)
Temperatura (0C)
Bi3Ni
Bi2O
3
Bi
Bi12
NiO19
57
resultante estaacute mostrado em vermelho na Figura 37 e uma representaccedilatildeo da ceacutelula unitaacuteria na
Figura 38 os aacutetomos de oxigecircnio estatildeo representados na cor vermelha e o niacutequel em verde
Figura 37 Padratildeo observado no DRX da amostra em 350 oC em comparaccedilatildeo com o CIF das fases
constituintes
Figura 38 Projeccedilatildeo do eixo a e em perspectiva do Bi12NiO19
10 20 30 40 50 60 70 80
Inte
nsid
ade (
ua
)
2(graus)
350 graus
Bi2O
3
Bi
Bi12
NiO19
20 25 30 35 40 45 50 55
58
O refinamento estrutural utilizando estas fases estaacute mostrado na Figura 39 e os valores
referentes aos paracircmetros de rede obtidos para o refinamento da fase Bi12NiO19 constam na
tabela 6
Figura 39 Padratildeo obtidos no refinamento pelo MR para amostra aquecida a 350 0C
Tabela 6 Paracircmetros da ceacutelula unitaacuteria da estrutura Bi12NiO19
A Figura 40 conteacutem as fotografias retiradas do forno do difratocircmetro antes e apoacutes a
realizaccedilatildeo da medida Eacute possiacutevel verificar que a amostra devido a dilataccedilatildeo volumeacutetrica e a
fusatildeo do bismuto transborda o porta amostra
Paracircmetros de Rede a = b=c=10258(8) Aring
Acircngulos α = β = γ = 900
Volume da ceacutelula 107966(2) Aring3
Grupo de simetria Cuacutebico
Grupo espacial I23
10 20 30 40 50 60 70 80
Inte
nsid
ade (
ua
)
2 (graus)
Calculado
Experimental
Residual
350 0C
20 25 30 35 40 45
59
Figura 40 Fotografia do forno do DRX antes a apoacutes a realizaccedilatildeo das medidas
43 Calorimetria Diferencial de Varredura (DSC)
Com a finalidade de estudar e melhor entender a evoluccedilatildeo estrutural da amostra
observada nas medidas in situ realizou-se medidas DSC conforme descrito nos procedimentos
experimentais a temperatura final foi de 550 oC
Na Figura 41 mostramos as medidas DSC feitas em diferentes taxas de aquecimento
realizadas na amostra moiacuteda por 19 horas Em todas as 4 medidas vemos comportamentos
exoteacutermicos e endoteacutermicos Os picos endoteacutermicos ocorreram a uma temperatura aproximada
de 270 0C temperatura essa equivalente ao ponto de fusatildeo do bismuto e foram atribuiacutedos a
fusatildeo do Bi ocorrida em duas etapas
Comparando-se os resultados obtidos nas medidas in situ onde observamos a nucleaccedilatildeo
de uma nova fase a partir da temperatura de 250 oC com os resultados obtidos no DSC podemos
concluir que o pico exoteacutermico presente no termograma corresponde agrave nucleaccedilatildeo da fase de
Bi2O3
Com a finalidade de calcular a energia de ativaccedilatildeo (Ea) necessaacuteria para promover essa
nucleaccedilatildeo aplicamos a metodologia proposta por Kissinger [2] Conforme indicado na Figura
41 as 4 medidas foram feitas com taxas de aquecimento de 25 5 10 e 20 oCmin
60
A Figura 42 mostra em detalhes a Figura 41 onde vemos os valores das temperaturas
de pico de cristalizaccedilatildeo (Tc) e as referidas taxas de aquecimento (120591) Como era esperado a
medida que a taxa de aquecimento aumenta a temperatura de pico tambem aumenta
Figura 41 Termograma DSC plotados em conjunto para os diferentes fluxos de calor
Figura 42 Espectros DSC com as temperaturas de pico e suas respectivas taxas de aquecimento
100 150 200 250 300 350 400 450 500 550
250Cmin
50Cmin
100Cmin
fluxo d
e c
alo
r (u
a)
Temperatura (0C)
200Cmin
exo
230 235 240 245 250 255 260 265 270 275 280 285
250Cmin
50Cmin
100Cmin
fluxo d
e c
alo
r (u
a )
Temperatura (0C)
242 0C
252 0C
266 0C
278 0C
200Cmin
exo
61
Com os dados fornecidos na Figura 42 pode-se calcular a energia de ativaccedilatildeo referente
a nucleaccedilatildeo da fase de Bi2O3 Plotando-se um graacutefico linear de ln(120591
1198791198882) versus
1
119879119888 onde o
coeficiente angular eacute (minus119864119886
119877) obteacutem-se a energia de ativaccedilatildeo A Figura 43 apresenta a
linearizaccedilatildeo da equaccedilatildeo 16 de onde se obteacutem a energia de ativaccedilatildeo do processo de nucleaccedilatildeo
do Bi2O3
Figura 43 Graacutefico linear do ln(120591
1198791198882) versus
1
119879119888
Logo considerando as relaccedilotildees anteriormente definidas eacute possiacutevel calcular a energia de
ativaccedilatildeo uma vez que m = (minus119864119886
119877) e R = 831 jmol K Desse modo a energia de ativaccedilatildeo
necessaacuteria para promover a nucleaccedilatildeo da fase Bi2O3 eacute de 12465 kJmol
A metodologia proposta permitiria tambeacutem calcular a energia de ativaccedilatildeo necessaacuteria
para cristalizar a fase amorfa as medidas de DSC foram planejadas ateacute a temperatura de
550 oC devido a limitaccedilotildees do equipamento poreacutem como fica evidente na Figura 41 natildeo se
observa nenhum pico exoteacutermico apoacutes os 350 oC que se possa estar associado a cristalizaccedilatildeo da
fase amorfa O pico exoteacutermico existente como jaacute mencionado ocorreu a uma temperatura que
variou de 242 0C agrave 278 0C e refere-se agrave nucleaccedilatildeo de fase
182 184 186 188 190 192 194
-115
-110
-105
-100
-95
ln (
T2 c)
1Tc (10
-3 k
-1)
62
44 Tratamento teacutermico
Apoacutes a realizaccedilatildeo das medidas de DRX in situ e das medidas de DSC a fase amorfa
ainda se encontrava presente assim foi realizado um tratamento teacutermico com a finalidade de
promover a cristalizaccedilatildeo da fase amorfa presente
O tratamento teacutermico foi realizado a uma taxa constante de 10 0Cmim ateacute a temperatura
de 800 0C com a atmosfera protegida por gaacutes argocircnio Na Figura 44 apresenta-se o difratograma
da amostra realizado apoacutes o do tratamento teacutermico vemos no detalhe que a acentuada elevaccedilatildeo
na linha de base entre a faixa de 2θ que vai de aproximadamente 26deg agrave 36deg e que corresponde
a fase amorfa desapareceu completamente
Figura 44 Difratograma da amostra apoacutes tratamento teacutermico
Para a amostra tratada termicamente foram identificadas trecircs fases similar ao observado
nas medias in situ a 350 oC foram identificadas a fase cuacutebica Bi12NiO19 a fase tetragonal de
Bi2O3 (ICSD no 41764) e a fase romboeacutedrica de Bismuto (ICSD no 64703) Na Figura 45
apresentamos o padratildeo observado plotado juntamente com o CIF das 3 fases identificadas
10 20 30 40 50 60 70 80
Inte
nsid
ad
e (
ua
)
2 (graus)
Pos Tratamento Teacutermico
20 25 30 35 40 45 50 55 60
63
Figura 45 Difratograma da amostra apoacutes tratamento teacutermico em conjunto com os CIFs de Bi Bi2O3 e
Bi12NiO19
Pode-se verificar no padratildeo do difratograma da Figura 45 que pelo formato da linha de
base obtida ocorreu a cristalizaccedilatildeo da fase amorfa e as fases identificadas correspondem aos
picos presentes no DRX da amostra
O refinamento realizado pelo MR confirmou a identificaccedilatildeo das fases contidas na
amostra no sentido da exata correspondecircncia entre os picos obtidos nos padrotildees calculados e
observados As fraccedilotildees das fases da amostra que sofreu tratamento teacutermico em comparaccedilatildeo com
as fraccedilotildees obtidas no DRX in situ estatildeo apresentados na tabela 7
Tabela 7 Fraccedilotildees das fases apoacutes tratamento teacutermico e DRX in situ a 350 oC
Fraccedilatildeo das fases Tratamento Teacutermico DRX in situ a 350 oC
Bi12NiO19 90 137
Bi2O3 89 20
Bi 11 663
10 20 30 40 50 60 70 80
Inte
nsid
ade (
ua
)
2 (graus)
Observado
Bi
Bi2O
3
Bi12
NiO19
25 30 35 40 45 50 55
64
O aumento da temperatura propicia a nucleaccedilatildeo das fases de Bi2O3 e Bi12NiO19 em
detrimento da diminuiccedilatildeo da fase Bi3Ni
O refinamento pelo meacutetodo de Rietveld para amostra que sofreu tratamento teacutermico
apresentou uma boa concordacircncia para os perfis calculado e experimental Nesse refinamento
foi utilizado o CIF modificado de Bi12NiO19 Na Figura 46 temos o padratildeo experimental e o
calculado obtidos no refinamento pelo MR
Figura 46 Padratildeo observado e experimental refinado pelo MR para amostra tratada termicamente
Compara-se na Figura 47 os difratogramas obtidos para amostra tratada termicamente e
para o DRX in situ a temperatura de 350 oC eacute possiacutevel identificar a correspondecircncia entre os
picos entretanto eacute notaacutevel a diferenccedila na linha de base do difratograma referente ao DRX in
situ contra o DRX da amostra submetida a tratamento teacutermico Pode-se concluir que para
ocorrer a cristalizaccedilatildeo da fase amorfa eacute necessaacuterio que a temperatura do tratamento teacutermico seja
superior a 550 0C
10 20 30 40 50 60 70 80
Inte
nsid
ade (
ua
)
2 (graus)
Calculado
Experimental
Residual
Pos Tratamento Teacutermico
65
Outro fenocircmeno perceptiacutevel eacute o deslocamento em 2θ da posiccedilatildeo dos picos O
difratograma da amostra que foi ao forno do DRX tem a posiccedilatildeo dos seus picos deslocados para
direita em comparaccedilatildeo ao observado no CIF do Bi12NiO19 e no DRX da amostra que passou
por tratamento teacutermico Podemos associar esse deslocamento a contraccedilatildeo do volume da ceacutelula
unitaacuteria Considerando o valor padratildeo do volume do composto Bi12NiO19 constante na tabela
5 ocorreu uma reduccedilatildeo de volume de aproximadamente 155 para amostra tratada
termicamente e uma variaccedilatildeo positiva de 005 para amostra do DRX in situ Na Figura 47
plotamos juntos os difratogramas da amostra tratada termicamente da amostra que realizou a
medida in situ a 350 0C e o CIF do Bi12NiO19
Figura 47 Difratogramas das amostras apoacutes tratamento teacutermico e DRX in situ em conjunto com o
CIF do Bi12NiO19
O tratamento teacutermico realizado produziu o resultado esperado cristalizando a fase
amorfa As fases presentes na amostra apoacutes a realizaccedilatildeo do tratamento estatildeo em conformidade
agraves encontradas nas medidas de DRX in situ
20 30 40 50 60 70 80
Bi
Inte
nsid
ade (
u a)
2 (graus)
Bi
20 25 30 35 40 45
66
5 CONCLUSAtildeO
A sintetizaccedilatildeo do composto nanoestruturado de Bi3Ni foi realizado de modo eficiente
apoacutes 13 horas de moagem mecacircnica
As medidas de difraccedilatildeo de Raio X possibilitaram acompanhar a evoluccedilatildeo estrutural e a
nucleaccedilatildeo da fase de Bi3Ni O refinamento realizado pelo Meacutetodo de Rietveld proporcionou a
quantificaccedilatildeo dos paracircmetros cristalograacuteficos tais como paracircmetros de rede volume da ceacutelula
unitaacuteria fraccedilatildeo das fases presentes e tamanho de cristalito Os fatores de qualidade e
convergecircncia alcanccedilaram valores satisfatoacuterios correspondendo a exata simulaccedilatildeo do padratildeo
observado
A anaacutelise teacutermica realizada por meio das medidas de DRX in situ permitiu o estudo da
estabilidade teacutermica e o acompanhamento da evoluccedilatildeo estrutural da amostra em funccedilatildeo da
temperatura Foi possiacutevel identificar duas novas fases presentes o Bi2O3 e Bi12NiO19 nucleadas
agraves custas da fase de Bi3Ni Na temperatura de 350 oC a amostra eacute composta das fases Bi12NiO19
Bi2O3 e Bi
As medidas de DSC realizadas ateacute a temperatura de 550 oC e com quatro diferentes
taxas de aquecimento foram utilizadas para se calcular com o uso da equaccedilatildeo de Kissinger a
energia de ativaccedilatildeo (Ea) necessaacuteria para promover a nucleaccedilatildeo do composto Bi12NiO19 que eacute de
12465 kJmol
O tratamento teacutermico no forno ateacute 800 oC promoveu o relaxamento dos defeitos e
tensotildees causadas durante a moagem mecacircnica e a cristalizaccedilatildeo da fase amorfa natildeo sendo mais
possiacutevel identificar no DRX realizado o perfil referente a essa fase Identificou-se novamente a
fase Bi12NiO19 aleacutem da ocorrecircncia das fases de Bi2O3 e Bi jaacute identificadas nas medidas de
DRX in situ confirmando a consistecircncia dos resultados obtidos por dois ensaios diferentes
Pocircde-se verificar o mesmo fenocircmeno em todos os ensaios que envolveram o
aquecimento da amostra Ao aquecer-se o Bi3Ni ocorre um processo de oxidaccedilatildeo que resulta
na formaccedilatildeo da fase de Bi2O3 e a fase de Bi12NiO19 todas associadas ao consumo de Bi da fase
Bi3Ni
Para realizaccedilatildeo de estudos futuros com o intuito de se obter a fase uacutenica de Bi3Ni
pode-se alterar ligeiramente as massas dos produtos com a adiccedilatildeo de um pouco de niacutequel
67
Pode-se melhorar o controle das condiccedilotildees de realizaccedilatildeo dos tratamentos teacutermicos com o
intuito de se evitar a oxidaccedilatildeo A realizaccedilatildeo de medidas de DSC ateacute a temperatura de 800 0C
poderaacute revelar picos exoteacutermicos e propiciar condiccedilotildees para se calcular a energia necessaacuteria
para promover a cristalizaccedilatildeo da fase amorfa
68
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39
33 Difraccedilatildeo de Raios X
As medidas de DRX foram realizadas no Laboratoacuterio de Materiais (LabMat) da UFAM
utilizando um Difratocircmetro de Raio-X modelo Empyrean da PANalytical com radiaccedilatildeo CuKα1
de 1 5406 Aring e se dividiram em duas etapas
A primeira etapa foi realizada com os intervalos de 1h 4hs 7hs 10hs 13hs 16hs e 19
horas e teve como finalidade acompanhar a evoluccedilatildeo estrutural da amostra e confirmar a
formaccedilatildeo da fase uacutenica de Bi3Ni
A Figura 18 apresenta o porta amostra em duas etapas distintas a primeira com a
amostra sendo preparada adequadamente e na segunda pronta para a realizaccedilatildeo do DRX
Figura 18 Preparaccedilatildeo da amostra para realizaccedilatildeo de DRX
Os difratogramas experimentais gerados foram submetidos agrave identificaccedilatildeo das fases
cristalinas atraveacutes de comparaccedilotildees com padrotildees difratomeacutetricos disponibilizados no banco de
dados do Inorganic Crystal Structure Database ndash ICSD
Na Figura 19 apresenta-se o goniocircmetro difratocircmetro de raio-X modelo Empyrean da
PANalytical
40
Figura 19 Difratocircmetro de Raio-X modelo Empyrean da PANalytical
Os padrotildees usados de DRX foram os seguintes
Faixa de acircngulo 10 ndash 100deg
Velocidade de escaneamento 1deg min
Tempo aproximado de realizaccedilatildeo do difratograma 45 min
Tubo de raio-X de cobre (Cu)
Voltagem 40 kV
Corrente 30 mA
Divergecircncia de fenda 10 (deg)
Dispersatildeo de fenda 10 (deg)
A segunda etapa das medidas de DRX foi realizada com uso do forno e medidas in situ
tendo sido realizadas com a amostra moiacuteda por 19 horas nas temperaturas de 250 2500 3000 e
350 0C essas medidas tiveram a finalidade de acompanhar o comportamento estrutural em
funccedilatildeo da temperatura e estudar a estabilidade teacutermica da amostra Detalhes do forno estatildeo
ilustrados nas Figuras 20
41
Figura 20 Preparaccedilatildeo da amostra e porta amostra no forno do DRX
A primeira mediccedilatildeo foi realizada a temperatura de 25 oC seguindo-se de um
aquecimento a taxa de 10 oCmin ateacute atingir a temperatura de 250 oC apoacutes atingir a temperatura
procedeu-se uma execuccedilatildeo de uma isoteacutermica por 10 minutos antes da mediccedilatildeo in situ de DRX
O procedimento foi repetido para as temperaturas de 300 oC e 350 oC conforme pode-se
observar na rampa de aquecimento da Figura 21
Figura 21 Rampa de aquecimento para medidas in situ de DRX
34 Refinamento pelo Meacutetodo de Rietveld
Para realizaccedilatildeo dos refinamentos pelo MR desta dissertaccedilatildeo utilizou-se o programa
GSAS (General Structure Analysis System) e o EXPGUI [4748]
42
Para se descrever o formato dos picos de DRX utilizou-se a funccedilatildeo perfil pseudo-Voigt
de Thompson-Cox-Hasting modificada funccedilatildeo de perfil CW 4 no pacote GSAS que considera
o modelo anisotroacutepico de Stephens e efeitos de textura [4950]
Para o coeficiente de mistura (η) que determina as contribuiccedilotildees do alargamento
gaussiano (η = 0) e Lorentziano (η = 1) nas equaccedilotildees 5 e 6 foi utilizado neste trabalho o valor
de η = 075
Os coeficientes de alargamento instrumental V e W constantes na equaccedilatildeo 5 foram
previamente obtidos a partir do DRX de uma amostra padratildeo bem cristalizada e mantidos fixos
no refinamento dos dados experimentais
Para o caacutelculo do tamanho meacutedio de cristalito com o uso da equaccedilatildeo 7 utilizou-se o
valor de K = 091 e 120582=0154056 nm
O GSAS dispotildee de 8 tipos de funccedilotildees de background neste trabalho utilizou-se a funccedilatildeo
polinomial de Chebyshev o nuacutemero de termos variou tendo sido utilizados 20 termos na funccedilatildeo
polinomial para refinamentos com a presenccedila da fase amorfa e 6 termos apoacutes a cristalizaccedilatildeo da
fase amorfa
Para iniacutecio do refinamento no programa EXPGUI foi utilizado o diagrama de blocos da
Figura 12 e para o refinamento dos paracircmetros as correlaccedilotildees da tabela 3
35 Tratamento Teacutermico
Foi realizado um tratamento teacutermico na amostra moiacuteda por 19 horas com a finalidade
de promover o relaxamento dos defeitos e tensotildees causados durante a moagem mecacircnica e a
cristalizaccedilatildeo da fase amorfa presente A partir da temperatura ambiente 25 oC iniciou-se o
aquecimento a uma taxa de 10 oCmin A temperatura final foi de 800 oC seguindo-se do
desligamento do forno que se manteve fechado ateacute que a temperatura da amostra atingisse
25 oC Em seguida a amostra foi retirada do forno e foi realizado um DRX Utilizou-se um forno
tubular com tubo de quartzo e uma atmosfera com fluxo constante de gaacutes argocircnio ilustrado
na Figura 22
43
Figura 22 Forno utilizado para realizar o tratamento teacutermico
36 Calorimetria Diferencial de Varredura (DSC)
As medidas de DSC foram realizadas na amostra moiacuteda por 19 horas em uma ceacutelula
Netzsch modelo DSC 3500 Sirius pertencente ao Laboratoacuterio de Termo ciecircncias da UFAM
Para realizaccedilatildeo das medidas utilizou-se um fluxo de proteccedilatildeo de N2 a 50 mlmin com
temperatura inicial de 25 oC e temperatura final de 550 oC
Foram realizadas quatro medidas com as taxas de transferecircncia de calor de 25 oCmin
5 oCmin 10 oCmin e 20 oCmin Foram utilizados cadinhos (porta amostra) de alumiacutenio e a
massa meacutedia de 22 mg de amostra foi utilizada nos quatro experimentos
Na Figura 23 eacute mostrada a ceacutelula Netzsch modelo DSC 3500 Sirius onde foram
realizadas as medidas e os cadinhos sendo dois fechados e um com a amostra visiacutevel
Figura 23 Equipamento utilizado para realizar o DSC
44
4 RESULTADOS E DISCUSSOtildeES
41 Evoluccedilatildeo estrutural
A Figura 24 mostra a evoluccedilatildeo estrutural durante o processo de siacutentese conforme
descrito nos procedimentos experimentais Qualitativamente podemos ver nesta figura uma
modificaccedilatildeo gradativa dos padrotildees de difraccedilatildeo O pico mais intenso da amostra moiacuteda por 1
hora corresponde ao plano (1 0 -2) do Bi precursor
Acompanhando o comportamento deste plano em especiacutefico constata-se que entre a
primeira e a quarta hora o mesmo sofre apenas uma ligeira diminuiccedilatildeo Concomitantemente
com este decreacutescimo emergem pequenos novos picos em 2θ aproximadamente entre 28 e 35o
Com 7 horas de moagem os novos picos satildeo evidentes e foram identificados junto agrave base de
dados do ICSD como a estrutura desejada Bi3Ni grupo espacial Pnma (cartatildeo nuacutemero 391336)
Em 13 horas de moagem o pico do Bi atinge seu miacutenimo e segue estaacutevel ateacute 19 h de moagem
Dada a observaccedilatildeo da estabilizaccedilatildeo estrutural o processo foi interrompido Uma anaacutelise mais
detalhada dos difratogramas seraacute mostrada e discutida na sequecircncia
Figura 24 Padratildeo de difraccedilatildeo observado para amostra e Bi3Ni durante todo intervalo de moagem
10 20 30 40 50 60 70 80
19h
16h
1h
10h
1h
7h
4h
2(graus)
1h
13h
Inte
nsid
ade (
ua
)
45
Na Figura 25 mostramos a indexaccedilatildeo das fases na primeira hora de moagem onde foi
verificada o iniacutecio da nucleaccedilatildeo do Bi3Ni Tambeacutem eacute possiacutevel observar os picos do elemento
precursor minoritaacuterio no caso o Niacutequel (cartatildeo ICSD 64703)
Figura 25 Difratograma obtido apoacutes a primeira hora de moagem
Seguindo o processo de moagem conforme descrito nos procedimentos experimentais
a amostra foi moiacuteda por mais 3 horas totalizando 4 horas de moagem os difratogramas obtidos
satildeo apresentados nas Figuras 26 e 27 Nesta etapa jaacute natildeo eacute mais possiacutevel identificar a presenccedila
dos picos referentes ao niacutequel dessa forma somente satildeo observados os picos do bismuto e do
Bi3Ni Poreacutem como verificamos na Figura 24 a nucleaccedilatildeo da liga Bi3Ni continua ocorrendo
sistematicamente
Na Figura 26 mostramos uma comparaccedilatildeo do difratograma padratildeo de Bi3Ni (cartatildeo
nuacutemero 391336 do ICSD) com o difratograma da amostra moiacuteda por 4 horas plotados em
conjunto para destacar a nucleaccedilatildeo da fase de Bi3Ni
Na Figura 27 apresenta-se o resultado do refinamento pelo meacutetodo de Rietveld para as
4 horas de moagem Eacute possiacutevel verificar um bom acordo entre o padratildeo de DRX da amostra e
o padratildeo refinado por MR Os fatores de qualidade podem ser verificados na tabela 4 Neste
refinamento obtivemos uma fraccedilatildeo de fase equivalente a 67 de Bi e 33 de Bi3Ni
46
Figura 26 Difratograma da amostra moiacuteda durante 4 horas (curva com ruiacutedo) e o padratildeo idealizado
do Bi3Ni calculado a partir do arquivo CIF (cartatildeo ICSD no 391336)
Figura 27 Padratildeo observado no DRX (4horas) calculado e residual obtidos no refinamento pelo MR
10 20 30 40 50 60 70 80
23 24 25 26 27 28 29 30 31 32 33
Inte
nsid
ade (
ua
)
2(graus)
4 horas
CIF Bi3Ni
10 20 30 40 50 60 70 80
Experimental
Calculado
Residual
Inte
nsid
ade (
u a)
2 (graus)
4 horas
25 30 35 40 45
47
Em todas as etapas do processo de moagem foram obtidos refinamentos com iacutendices de
qualidade muito semelhantes Natildeo houve alteraccedilatildeo nos acircngulos da ceacutelula unitaacuteria do composto
de Bi3Ni que permanecerem com α= β= λ = 90o Os valores obtidos para os iacutendices de avaliaccedilatildeo
da qualidade e os paracircmetros de rede encontram-se na tabela 4
Tabela 4 Valores de Rwp e 1205362 obtidos nos refinamentos realizados durante o processo de moagem
mecacircnica para o Bi3Ni
Com os resultados obtidos nos refinamentos determinou-se as contribuiccedilotildees em
porcentagem de cada fase em funccedilatildeo do tempo de moagem Verifica-se que apoacutes a primeira
hora de moagem natildeo se identifica no difratograma a presenccedila de Ni entretanto a fase de Bi3Ni
continua nucleando indicando que ainda existe niacutequel disponiacutevel para a formaccedilatildeo desta fase
Pode-se conceber algumas hipoacuteteses para este fato A primeira refere-se agrave sensibilidade do
equipamento de DRX que natildeo identifica precisamente elementos com fraccedilatildeo de fase menor
que 10 Outa hipoacutetese provaacutevel pode ser atribuiacutea a uma adesatildeo do niacutequel nas paredes do jarro
de moagem ou nas esferas de accedilo tendo em vista sua ductilidade
Na Figura 28 foi plotado a fraccedilatildeo de cada uma das fases presentes no processo de
moagem em funccedilatildeo do tempo Fica evidente que apoacutes a primeira hora a fraccedilatildeo de fase do niacutequel
eacute zero mas continua ocorrendo a nucleaccedilatildeo do Bi3Ni que estabiliza em 13 horas
TEMPO DE MOAGEM RWP 1205362 PARAcircMETROS DE REDE DO BI3NI
a (Å) b (Å) c (Å) Volume (Å3)
4 HORAS 77 139 8890(9) 4102(1) 11502(1) 41949(6)
7 HORAS 70 137 8891(3) 4106(1) 11500(1) 41986(9)
10 HORAS 71 131 8888(1) 4104(8) 11495(1) 41939(5)
13 HORAS 65 124 8893(5) 4104(3) 11507(1) 42003(2)
16 HORAS 64 124 8888(7) 4102(9) 11499(9) 41940(1)
19 HORAS 63 123 8894(1) 4105(1) 11506(5) 42012(3)
48
Figura 28 Fraccedilatildeo das fases de Ni Bi e Bi3Ni em funccedilatildeo do tempo de moagem
Utilizando-se a equaccedilatildeo 7 com os dados obtidos no refinamento pelo MR calculou-se
o tamanho meacutedio dos cristalitos de Bi3Ni em funccedilatildeo do tempo de moagem Na Figura 29
apresenta-se em forma de um graacutefico os valores obtidos Observamos que entre a quarta e a
seacutetima hora haacute um aumento aproximado de 14 no tamanho meacutedio do cristalito pode-se
atribuir esse aumento a uma possiacutevel deformaccedilatildeo plaacutestica da amostra acarretando num
acreacutescimo da aacuterea de superfiacutecie o que aumentaria progressivamente a probabilidade de
soldagem a frio dessas partiacuteculas gerando assim um aumento do tamanho meacutedio do cristalito
Entre a seacutetima e a deacutecima hora de moagem ocorre uma reduccedilatildeo de 26 no tamanho do
cristalito maior valor percentual obtido entre intervalos de moagem Entre a deacutecima sexta e a
deacutecima nona hora haacute uma estabilizaccedilatildeo no processo de reduccedilatildeo do tamanho de cristalito
Obtivemos no final do processo uma reduccedilatildeo total de aproximadamente 59 o que representa
um tamanho meacutedio de cristalito na ordem de 2653 nm
Plota-se na Figura 29 um graacutefico com tamanho meacutedio de cristalito do composto Bi3Ni
em funccedilatildeo do tempo de moagem
0 5 10 15 20
0
20
40
60
80
100
Fra
ccedilao d
e fases (
)
Tempo de moagem ( horas)
Bi
Bi3Ni
Ni
49
Figura 29 Tamanho meacutedio de cristalito de Bi3Ni em funccedilatildeo do tempo de moagem
Natildeo houve formaccedilatildeo de novas fases ou aparentemente quaisquer outras alteraccedilotildees
significativas apoacutes a deacutecima terceira hora de moagem Os uacutenicos efeitos com a continuaccedilatildeo da
moagem foram a melhora da cristalizaccedilatildeo da fase de interesse e o aumento de intensidade do
perfil referente a fase amorfa Poreacutem o processo de moagem totalizou 19 horas a finalidade
deste intervalo apoacutes a estabilizaccedilatildeo de formaccedilatildeo da fase pretendida foi verificar a possibilidade
de oxidaccedilatildeo da amostra que ficou exposta ao ambiente durante a execuccedilatildeo do DRX
Observa-se nos difratogramas da Figura 24 a formaccedilatildeo de uma acentuada elevaccedilatildeo na
linha de base entre a faixa de 2θ que vai de aproximadamente 26deg a 36deg A forma ou perfil
dessa elevaccedilatildeo eacute um forte indicio do aparecimento de uma fase amorfa Para alcanccedilar bom
acordo nos refinamentos Rietveld foram necessaacuterios 20 termos na funccedilatildeo polinomial de
Chebyshev para descrever estas linhas de base (background)
Analisando-se portanto os difratogramas referentes agraves etapas de 10 13 16 e 19 horas
eacute possiacutevel identificar o crescimento dessa fase amorfa conforme mostramos na Figura 30
4 6 8 10 12 14 16 18 20
25
30
35
40
45
50
55
Ta
ma
nh
o m
eacuted
io d
e c
rista
lito
(n
m)
Tempo de moagem (horas)
50
Estas curvas satildeo particularmente interessantes uma vez que podemos avaliar as
distacircncias R entre os primeiros vizinhos da fase desordenada aplicando a equaccedilatildeo de Ehrenfest
que pode ser expressa como [56]
2Rsen(θ) = 123λ (14)
O maacuteximo destas curvas correspondem a 2θ ~29o o que nos leva a distacircncias aproximada
de 38 Aring Esta distacircncia natildeo fere nenhum viacutenculo de distancias entre os atamos para
Ni-Ni~248 Aring Ni-Bi~ 278 Aring Bi-Bi~308 Aring Bi-O~214 Aring
Figura 30 Comparaccedilatildeo das funccedilotildees de background para a amostra moiacuteda por 10 13 16 e 19 horas
Com objetivo de avaliar com mais detalhes a estrutura nanocristalina e amorfa
realizamos medidas de difraccedilatildeo com configuraccedilotildees que produzissem uma maior qualidade nos
dados obtidos utilizamos uma cacircmara com baixo vaacutecuo e aumentamos o tempo de aquisiccedilatildeo
dos dados
A Figura 31 mostra o padratildeo obtido para a amostra final moiacuteda por 19 horas
Destacamos a evidente fase amorfa que se forma
10 20 30 40 50 60 70 80
19 horas
16 horas
13 horas
10 horas
Inte
nsid
ade (
u a)
2 (graus)
51
Figura 31 Formaccedilatildeo da fase amorfa na amostra de Bi3Ni apoacutes 19 horas de moagem
Comparando o padratildeo de DRX obtido para amostra moiacuteda por 19 horas com o
difratograma padratildeo de Bi3Ni (cartatildeo nuacutemero 391336 do ICSD) pode-se constatar a
equivalecircncia dos picos conforme apresentada Figura 32
Com os difratogramas de maior resoluccedilatildeo verificamos a presenccedila embora em uma
pequena fraccedilatildeo de Bi (ICSD no 64703) Assim como uma ligeira sugestatildeo da existecircncia de
Bi2O3 (ICSD no 41764) vislumbra-se essa fase em virtude da possiacutevel oxidaccedilatildeo da amostra
devido as sucessivas aberturas do jarro de moagem para realizaccedilatildeo do DRX entretanto
diferentemente do que se percebe para o bismuto natildeo haacute nenhum pico referente ao oxido de
bismuto
Na posiccedilatildeo de 2θ~27o existe um pico caracteriacutestico do Bi2O3 entretanto mesmo com a
melhor resoluccedilatildeo do DRX natildeo eacute possiacutevel distinguir claramente a fase do oxido de bismuto
assim durante o processo de refinamento pelo MR natildeo foi adicionada a fase relativa ao oxido
O refinamento pelo meacutetodo de Rietveld referente a amostra moiacuteda por 19h encontra-se
na Figura 33 percebe-se a boa concordacircncia obtida para a fase de interesse Bi3Ni e a fase
20 30 40 50 60 70 80
Bi
Inte
nsid
ade (
u a)
2 (graus)
Bi
20 25 30 35 40 45
52
amorfa O asterisco indicando o pico principal do Bi salienta que essa fase por contribuir
modestamente em um difratograma tatildeo complexo natildeo eacute bem ajustada
Figura 32 Difratograma da amostra moiacuteda 19h em conjunto com os CIFs de o Bi3Ni Bi e Bi2O3
Figura 33 Difratograma da amostra moiacuteda 19h e refinada por meacutetodo de Rietveld partindo dos CIFs
do Bi3Ni Bi
20 30 40 50 60 70 80
19 horas
Bi3Ni
Bi
Bi2O
3
In
tensid
ade (
u a)
2 (graus)
25 30 35 40
20 30 40 50 60 70 80
Experimental (19h)
Calculado
Residual
Inte
nsid
ade (
u a)
2 (graus)
20 25 30 35 40 45 50
53
Os trabalhos cientiacuteficos que versam sobre a produccedilatildeo e a caracterizaccedilatildeo do composto
Bi3Ni descrevem que a siacutentese pode ser realizada por vaacuterios mecanismos normalmente as
metodologias mais usadas para obtenccedilatildeo envolvem os processos em meio quiacutemico a
eletrodeposiccedilatildeo e a solidificaccedilatildeo raacutepida Em alguns casos utilizou-se longos processos teacutermicos
que envolvem a permanecircncia da amostra num forno de resistecircncia a 1100 degC durante 3 dias
[13] ou processos de sinterizaccedilatildeo com recozimento a vaacutecuo a temperatura de 1000 degC por 24
horas [15] Relata-se tambeacutem que conforme ocorreu neste trabalho algumas amostras
apresentam pequenos traccedilos de Bi em sua composiccedilatildeo final [13]
Dessa forma o primeiro desafio desse trabalho foi produzir uma fase uacutenica de Bi3Ni por
meio da moagem mecacircnica entretanto verificou-se no resultado obtido no DRX e no
refinamento pelo MR que a fase de Bi3Ni embora apresente uma fraccedilatildeo de 999 ainda possui
leves traccedilos do pico mais intenso de bismuto (indicado por um asterisco na Figura 33) Uma
proposta futura seria portanto acrescentar uma pequena quantidade de Ni para interagir com
esse Bi remanescente
42 Medidas de DRX in situ
Com o objetivo de estudar a estabilidade teacutermica e acompanhar a evoluccedilatildeo estrutural da
amostra em funccedilatildeo da temperatura foram realizadas medidas de DRX in situ conforme
descrito nos procedimentos experimentais A Figura 34 apresenta os quatro difratogramas
obtidos
A temperatura de 25 oC observa-se uma fase uacutenica do composto Bi3Ni (com jaacute
mencionado anteriormente a amostra possui uma leve indicaccedilatildeo da presenccedila de bismuto) que
possui estrutura ortorrocircmbica e grupo espacial Pnma eacute a mesma apresentada na Figura 32
A medida que aumentamos a temperatura conforme descrito na seccedilatildeo 3 Figura 21
inicia-se uma transformaccedilatildeo do composto inicial para o crescimento da fase tetragonal de Bi2O3
(ICSD no 41764) e da fase precursora de Bi Essa alteraccedilatildeo na composiccedilatildeo da amostra ocorre
em virtude da degradaccedilatildeo da fase Bi3Ni que conforme eleva-se a temperatura tem sua fraccedilatildeo
diminuiacuteda conforme verifica-se na Figura 36 Embora as medidas in situ terem sido feitas em
baixo vaacutecuo natildeo foi impedido o crescimento do Bi2O3
54
Na Figura 34 encontram-se plotados os DRX referentes as medidas realizadas em 25o
250o 300o e 350 oC as curvas foram deslocadas verticalmente para melhor comparaccedilatildeo
Figura 34 Padratildeo observado nos DRX da amostra submetida a aquecimento
A temperatura de 250 oC temos a ocorrecircncia de trecircs fases Bi3Ni Bi2O3 e Bi
O refinamento estrutural pelo meacutetodo de Rietveld estaacute mostrado na Figura 35 Mesmo tratando-
se de uma amostra com um elevado nuacutemeros de pico aleacutem da presenccedila de uma fase amorfa o
acordo entre o experimental e o calculado eacute notaacutevel Os valores dos iacutendices de avaliaccedilatildeo da
qualidade do refinamento referentes as quatro medidas realizadas encontram-se na tabela 5
20 30 40 50 60 70 80
350 0C
300 0C
250 0C
Inte
nsid
ade (
ua
)
2 (graus)
25 0C
55
Figura 35 Padratildeo obtidos no refinamento pelo MR para amostra aquecida a 250 0C
Tabela 5 Valores de Chi2 e de Rwp obtidos nos refinamentos realizados durante o processo de
aquecimento
A temperatura de 300 oC comeccedila a formaccedilatildeo da uma nova fase cubica de grupo espacial
I23 o Bi12NiO19 em detrimento da diminuiccedilatildeo da fase de Bi3Ni Aleacutem do aumento da fraccedilatildeo
da fase de Bi2O3
Temperatura de realizaccedilatildeo da medida Rwp 1205362
25 0C 69 23
250 0C 83 18
300 0C 98 26
350 0C 99 25
10 20 30 40 50 60 70 80
Inte
nsid
ade (
ua
)
2 (graus)
Experimental
Calculado
Residual
250 0C
25 30 35 40
56
O uacuteltimo DRX foi realizado a 350 oC a principal alteraccedilatildeo dessa medida refere-se ao
fato da inexistecircncia de picos referentes agrave fase Bi3Ni A fase majoritaacuteria torna-se agora a fase
referente ao Bi e a fase Bi12NiO19 (indexado na base de dados PDF2 mas natildeo na base de dados
ICSD) permanece estaacutevel isto eacute sem alteraccedilotildees significativas em sua fraccedilatildeo O fato de estarem
presentes picos referentes ao Bi mesmo apoacutes termos ultrapassado a temperatura de fusatildeo pode
ser explicado levando-se em consideraccedilatildeo a baixa condutividade teacutermica do bismuto aliado ao
excesso de defeitos produzidos na moagem assim natildeo obteve-se a fusatildeo do elemento
Utilizamos os dados obtidos nos refinamentos para plotar o graacutefico exposto na Figura
36 onde eacute possiacutevel observar a fraccedilatildeo de cada fase em funccedilatildeo da temperatura de execuccedilatildeo do
DRX Percebe-se a raacutepida decomposiccedilatildeo da fase de Bi3Ni que entre 250 oC e 350 oC apresenta
uma reduccedilatildeo percentual de aproximadamente 88 concomitantemente ao crescimento
percentual da fase de Bi
Figura 36 Fraccedilotildees de fase em funccedilatildeo da temperatura de realizaccedilatildeo do DRX in situ
O DRX realizado na amostra a 350 oC eacute mostrado na Figura 37 em conjunto aos CIFs
das fases constituintes Para a fase Bi12NiO19 natildeo foi encontrado o CIF no banco de dados do
Inorganic Crystal Structure Database (ICSD) Para refinar utilizando o meacutetodo de Rietveld
partimos do protoacutetipo estrutural de Bi26-x Mx O40-y (M = Mg Al Co Ni) O CIF desta fase
25 75 125 175 225 275 325 375
0
20
40
60
80
100
Fra
ccedilao d
e F
ases (
)
Temperatura (0C)
Bi3Ni
Bi2O
3
Bi
Bi12
NiO19
57
resultante estaacute mostrado em vermelho na Figura 37 e uma representaccedilatildeo da ceacutelula unitaacuteria na
Figura 38 os aacutetomos de oxigecircnio estatildeo representados na cor vermelha e o niacutequel em verde
Figura 37 Padratildeo observado no DRX da amostra em 350 oC em comparaccedilatildeo com o CIF das fases
constituintes
Figura 38 Projeccedilatildeo do eixo a e em perspectiva do Bi12NiO19
10 20 30 40 50 60 70 80
Inte
nsid
ade (
ua
)
2(graus)
350 graus
Bi2O
3
Bi
Bi12
NiO19
20 25 30 35 40 45 50 55
58
O refinamento estrutural utilizando estas fases estaacute mostrado na Figura 39 e os valores
referentes aos paracircmetros de rede obtidos para o refinamento da fase Bi12NiO19 constam na
tabela 6
Figura 39 Padratildeo obtidos no refinamento pelo MR para amostra aquecida a 350 0C
Tabela 6 Paracircmetros da ceacutelula unitaacuteria da estrutura Bi12NiO19
A Figura 40 conteacutem as fotografias retiradas do forno do difratocircmetro antes e apoacutes a
realizaccedilatildeo da medida Eacute possiacutevel verificar que a amostra devido a dilataccedilatildeo volumeacutetrica e a
fusatildeo do bismuto transborda o porta amostra
Paracircmetros de Rede a = b=c=10258(8) Aring
Acircngulos α = β = γ = 900
Volume da ceacutelula 107966(2) Aring3
Grupo de simetria Cuacutebico
Grupo espacial I23
10 20 30 40 50 60 70 80
Inte
nsid
ade (
ua
)
2 (graus)
Calculado
Experimental
Residual
350 0C
20 25 30 35 40 45
59
Figura 40 Fotografia do forno do DRX antes a apoacutes a realizaccedilatildeo das medidas
43 Calorimetria Diferencial de Varredura (DSC)
Com a finalidade de estudar e melhor entender a evoluccedilatildeo estrutural da amostra
observada nas medidas in situ realizou-se medidas DSC conforme descrito nos procedimentos
experimentais a temperatura final foi de 550 oC
Na Figura 41 mostramos as medidas DSC feitas em diferentes taxas de aquecimento
realizadas na amostra moiacuteda por 19 horas Em todas as 4 medidas vemos comportamentos
exoteacutermicos e endoteacutermicos Os picos endoteacutermicos ocorreram a uma temperatura aproximada
de 270 0C temperatura essa equivalente ao ponto de fusatildeo do bismuto e foram atribuiacutedos a
fusatildeo do Bi ocorrida em duas etapas
Comparando-se os resultados obtidos nas medidas in situ onde observamos a nucleaccedilatildeo
de uma nova fase a partir da temperatura de 250 oC com os resultados obtidos no DSC podemos
concluir que o pico exoteacutermico presente no termograma corresponde agrave nucleaccedilatildeo da fase de
Bi2O3
Com a finalidade de calcular a energia de ativaccedilatildeo (Ea) necessaacuteria para promover essa
nucleaccedilatildeo aplicamos a metodologia proposta por Kissinger [2] Conforme indicado na Figura
41 as 4 medidas foram feitas com taxas de aquecimento de 25 5 10 e 20 oCmin
60
A Figura 42 mostra em detalhes a Figura 41 onde vemos os valores das temperaturas
de pico de cristalizaccedilatildeo (Tc) e as referidas taxas de aquecimento (120591) Como era esperado a
medida que a taxa de aquecimento aumenta a temperatura de pico tambem aumenta
Figura 41 Termograma DSC plotados em conjunto para os diferentes fluxos de calor
Figura 42 Espectros DSC com as temperaturas de pico e suas respectivas taxas de aquecimento
100 150 200 250 300 350 400 450 500 550
250Cmin
50Cmin
100Cmin
fluxo d
e c
alo
r (u
a)
Temperatura (0C)
200Cmin
exo
230 235 240 245 250 255 260 265 270 275 280 285
250Cmin
50Cmin
100Cmin
fluxo d
e c
alo
r (u
a )
Temperatura (0C)
242 0C
252 0C
266 0C
278 0C
200Cmin
exo
61
Com os dados fornecidos na Figura 42 pode-se calcular a energia de ativaccedilatildeo referente
a nucleaccedilatildeo da fase de Bi2O3 Plotando-se um graacutefico linear de ln(120591
1198791198882) versus
1
119879119888 onde o
coeficiente angular eacute (minus119864119886
119877) obteacutem-se a energia de ativaccedilatildeo A Figura 43 apresenta a
linearizaccedilatildeo da equaccedilatildeo 16 de onde se obteacutem a energia de ativaccedilatildeo do processo de nucleaccedilatildeo
do Bi2O3
Figura 43 Graacutefico linear do ln(120591
1198791198882) versus
1
119879119888
Logo considerando as relaccedilotildees anteriormente definidas eacute possiacutevel calcular a energia de
ativaccedilatildeo uma vez que m = (minus119864119886
119877) e R = 831 jmol K Desse modo a energia de ativaccedilatildeo
necessaacuteria para promover a nucleaccedilatildeo da fase Bi2O3 eacute de 12465 kJmol
A metodologia proposta permitiria tambeacutem calcular a energia de ativaccedilatildeo necessaacuteria
para cristalizar a fase amorfa as medidas de DSC foram planejadas ateacute a temperatura de
550 oC devido a limitaccedilotildees do equipamento poreacutem como fica evidente na Figura 41 natildeo se
observa nenhum pico exoteacutermico apoacutes os 350 oC que se possa estar associado a cristalizaccedilatildeo da
fase amorfa O pico exoteacutermico existente como jaacute mencionado ocorreu a uma temperatura que
variou de 242 0C agrave 278 0C e refere-se agrave nucleaccedilatildeo de fase
182 184 186 188 190 192 194
-115
-110
-105
-100
-95
ln (
T2 c)
1Tc (10
-3 k
-1)
62
44 Tratamento teacutermico
Apoacutes a realizaccedilatildeo das medidas de DRX in situ e das medidas de DSC a fase amorfa
ainda se encontrava presente assim foi realizado um tratamento teacutermico com a finalidade de
promover a cristalizaccedilatildeo da fase amorfa presente
O tratamento teacutermico foi realizado a uma taxa constante de 10 0Cmim ateacute a temperatura
de 800 0C com a atmosfera protegida por gaacutes argocircnio Na Figura 44 apresenta-se o difratograma
da amostra realizado apoacutes o do tratamento teacutermico vemos no detalhe que a acentuada elevaccedilatildeo
na linha de base entre a faixa de 2θ que vai de aproximadamente 26deg agrave 36deg e que corresponde
a fase amorfa desapareceu completamente
Figura 44 Difratograma da amostra apoacutes tratamento teacutermico
Para a amostra tratada termicamente foram identificadas trecircs fases similar ao observado
nas medias in situ a 350 oC foram identificadas a fase cuacutebica Bi12NiO19 a fase tetragonal de
Bi2O3 (ICSD no 41764) e a fase romboeacutedrica de Bismuto (ICSD no 64703) Na Figura 45
apresentamos o padratildeo observado plotado juntamente com o CIF das 3 fases identificadas
10 20 30 40 50 60 70 80
Inte
nsid
ad
e (
ua
)
2 (graus)
Pos Tratamento Teacutermico
20 25 30 35 40 45 50 55 60
63
Figura 45 Difratograma da amostra apoacutes tratamento teacutermico em conjunto com os CIFs de Bi Bi2O3 e
Bi12NiO19
Pode-se verificar no padratildeo do difratograma da Figura 45 que pelo formato da linha de
base obtida ocorreu a cristalizaccedilatildeo da fase amorfa e as fases identificadas correspondem aos
picos presentes no DRX da amostra
O refinamento realizado pelo MR confirmou a identificaccedilatildeo das fases contidas na
amostra no sentido da exata correspondecircncia entre os picos obtidos nos padrotildees calculados e
observados As fraccedilotildees das fases da amostra que sofreu tratamento teacutermico em comparaccedilatildeo com
as fraccedilotildees obtidas no DRX in situ estatildeo apresentados na tabela 7
Tabela 7 Fraccedilotildees das fases apoacutes tratamento teacutermico e DRX in situ a 350 oC
Fraccedilatildeo das fases Tratamento Teacutermico DRX in situ a 350 oC
Bi12NiO19 90 137
Bi2O3 89 20
Bi 11 663
10 20 30 40 50 60 70 80
Inte
nsid
ade (
ua
)
2 (graus)
Observado
Bi
Bi2O
3
Bi12
NiO19
25 30 35 40 45 50 55
64
O aumento da temperatura propicia a nucleaccedilatildeo das fases de Bi2O3 e Bi12NiO19 em
detrimento da diminuiccedilatildeo da fase Bi3Ni
O refinamento pelo meacutetodo de Rietveld para amostra que sofreu tratamento teacutermico
apresentou uma boa concordacircncia para os perfis calculado e experimental Nesse refinamento
foi utilizado o CIF modificado de Bi12NiO19 Na Figura 46 temos o padratildeo experimental e o
calculado obtidos no refinamento pelo MR
Figura 46 Padratildeo observado e experimental refinado pelo MR para amostra tratada termicamente
Compara-se na Figura 47 os difratogramas obtidos para amostra tratada termicamente e
para o DRX in situ a temperatura de 350 oC eacute possiacutevel identificar a correspondecircncia entre os
picos entretanto eacute notaacutevel a diferenccedila na linha de base do difratograma referente ao DRX in
situ contra o DRX da amostra submetida a tratamento teacutermico Pode-se concluir que para
ocorrer a cristalizaccedilatildeo da fase amorfa eacute necessaacuterio que a temperatura do tratamento teacutermico seja
superior a 550 0C
10 20 30 40 50 60 70 80
Inte
nsid
ade (
ua
)
2 (graus)
Calculado
Experimental
Residual
Pos Tratamento Teacutermico
65
Outro fenocircmeno perceptiacutevel eacute o deslocamento em 2θ da posiccedilatildeo dos picos O
difratograma da amostra que foi ao forno do DRX tem a posiccedilatildeo dos seus picos deslocados para
direita em comparaccedilatildeo ao observado no CIF do Bi12NiO19 e no DRX da amostra que passou
por tratamento teacutermico Podemos associar esse deslocamento a contraccedilatildeo do volume da ceacutelula
unitaacuteria Considerando o valor padratildeo do volume do composto Bi12NiO19 constante na tabela
5 ocorreu uma reduccedilatildeo de volume de aproximadamente 155 para amostra tratada
termicamente e uma variaccedilatildeo positiva de 005 para amostra do DRX in situ Na Figura 47
plotamos juntos os difratogramas da amostra tratada termicamente da amostra que realizou a
medida in situ a 350 0C e o CIF do Bi12NiO19
Figura 47 Difratogramas das amostras apoacutes tratamento teacutermico e DRX in situ em conjunto com o
CIF do Bi12NiO19
O tratamento teacutermico realizado produziu o resultado esperado cristalizando a fase
amorfa As fases presentes na amostra apoacutes a realizaccedilatildeo do tratamento estatildeo em conformidade
agraves encontradas nas medidas de DRX in situ
20 30 40 50 60 70 80
Bi
Inte
nsid
ade (
u a)
2 (graus)
Bi
20 25 30 35 40 45
66
5 CONCLUSAtildeO
A sintetizaccedilatildeo do composto nanoestruturado de Bi3Ni foi realizado de modo eficiente
apoacutes 13 horas de moagem mecacircnica
As medidas de difraccedilatildeo de Raio X possibilitaram acompanhar a evoluccedilatildeo estrutural e a
nucleaccedilatildeo da fase de Bi3Ni O refinamento realizado pelo Meacutetodo de Rietveld proporcionou a
quantificaccedilatildeo dos paracircmetros cristalograacuteficos tais como paracircmetros de rede volume da ceacutelula
unitaacuteria fraccedilatildeo das fases presentes e tamanho de cristalito Os fatores de qualidade e
convergecircncia alcanccedilaram valores satisfatoacuterios correspondendo a exata simulaccedilatildeo do padratildeo
observado
A anaacutelise teacutermica realizada por meio das medidas de DRX in situ permitiu o estudo da
estabilidade teacutermica e o acompanhamento da evoluccedilatildeo estrutural da amostra em funccedilatildeo da
temperatura Foi possiacutevel identificar duas novas fases presentes o Bi2O3 e Bi12NiO19 nucleadas
agraves custas da fase de Bi3Ni Na temperatura de 350 oC a amostra eacute composta das fases Bi12NiO19
Bi2O3 e Bi
As medidas de DSC realizadas ateacute a temperatura de 550 oC e com quatro diferentes
taxas de aquecimento foram utilizadas para se calcular com o uso da equaccedilatildeo de Kissinger a
energia de ativaccedilatildeo (Ea) necessaacuteria para promover a nucleaccedilatildeo do composto Bi12NiO19 que eacute de
12465 kJmol
O tratamento teacutermico no forno ateacute 800 oC promoveu o relaxamento dos defeitos e
tensotildees causadas durante a moagem mecacircnica e a cristalizaccedilatildeo da fase amorfa natildeo sendo mais
possiacutevel identificar no DRX realizado o perfil referente a essa fase Identificou-se novamente a
fase Bi12NiO19 aleacutem da ocorrecircncia das fases de Bi2O3 e Bi jaacute identificadas nas medidas de
DRX in situ confirmando a consistecircncia dos resultados obtidos por dois ensaios diferentes
Pocircde-se verificar o mesmo fenocircmeno em todos os ensaios que envolveram o
aquecimento da amostra Ao aquecer-se o Bi3Ni ocorre um processo de oxidaccedilatildeo que resulta
na formaccedilatildeo da fase de Bi2O3 e a fase de Bi12NiO19 todas associadas ao consumo de Bi da fase
Bi3Ni
Para realizaccedilatildeo de estudos futuros com o intuito de se obter a fase uacutenica de Bi3Ni
pode-se alterar ligeiramente as massas dos produtos com a adiccedilatildeo de um pouco de niacutequel
67
Pode-se melhorar o controle das condiccedilotildees de realizaccedilatildeo dos tratamentos teacutermicos com o
intuito de se evitar a oxidaccedilatildeo A realizaccedilatildeo de medidas de DSC ateacute a temperatura de 800 0C
poderaacute revelar picos exoteacutermicos e propiciar condiccedilotildees para se calcular a energia necessaacuteria
para promover a cristalizaccedilatildeo da fase amorfa
68
6 REFEREcircNCIAS
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40
Figura 19 Difratocircmetro de Raio-X modelo Empyrean da PANalytical
Os padrotildees usados de DRX foram os seguintes
Faixa de acircngulo 10 ndash 100deg
Velocidade de escaneamento 1deg min
Tempo aproximado de realizaccedilatildeo do difratograma 45 min
Tubo de raio-X de cobre (Cu)
Voltagem 40 kV
Corrente 30 mA
Divergecircncia de fenda 10 (deg)
Dispersatildeo de fenda 10 (deg)
A segunda etapa das medidas de DRX foi realizada com uso do forno e medidas in situ
tendo sido realizadas com a amostra moiacuteda por 19 horas nas temperaturas de 250 2500 3000 e
350 0C essas medidas tiveram a finalidade de acompanhar o comportamento estrutural em
funccedilatildeo da temperatura e estudar a estabilidade teacutermica da amostra Detalhes do forno estatildeo
ilustrados nas Figuras 20
41
Figura 20 Preparaccedilatildeo da amostra e porta amostra no forno do DRX
A primeira mediccedilatildeo foi realizada a temperatura de 25 oC seguindo-se de um
aquecimento a taxa de 10 oCmin ateacute atingir a temperatura de 250 oC apoacutes atingir a temperatura
procedeu-se uma execuccedilatildeo de uma isoteacutermica por 10 minutos antes da mediccedilatildeo in situ de DRX
O procedimento foi repetido para as temperaturas de 300 oC e 350 oC conforme pode-se
observar na rampa de aquecimento da Figura 21
Figura 21 Rampa de aquecimento para medidas in situ de DRX
34 Refinamento pelo Meacutetodo de Rietveld
Para realizaccedilatildeo dos refinamentos pelo MR desta dissertaccedilatildeo utilizou-se o programa
GSAS (General Structure Analysis System) e o EXPGUI [4748]
42
Para se descrever o formato dos picos de DRX utilizou-se a funccedilatildeo perfil pseudo-Voigt
de Thompson-Cox-Hasting modificada funccedilatildeo de perfil CW 4 no pacote GSAS que considera
o modelo anisotroacutepico de Stephens e efeitos de textura [4950]
Para o coeficiente de mistura (η) que determina as contribuiccedilotildees do alargamento
gaussiano (η = 0) e Lorentziano (η = 1) nas equaccedilotildees 5 e 6 foi utilizado neste trabalho o valor
de η = 075
Os coeficientes de alargamento instrumental V e W constantes na equaccedilatildeo 5 foram
previamente obtidos a partir do DRX de uma amostra padratildeo bem cristalizada e mantidos fixos
no refinamento dos dados experimentais
Para o caacutelculo do tamanho meacutedio de cristalito com o uso da equaccedilatildeo 7 utilizou-se o
valor de K = 091 e 120582=0154056 nm
O GSAS dispotildee de 8 tipos de funccedilotildees de background neste trabalho utilizou-se a funccedilatildeo
polinomial de Chebyshev o nuacutemero de termos variou tendo sido utilizados 20 termos na funccedilatildeo
polinomial para refinamentos com a presenccedila da fase amorfa e 6 termos apoacutes a cristalizaccedilatildeo da
fase amorfa
Para iniacutecio do refinamento no programa EXPGUI foi utilizado o diagrama de blocos da
Figura 12 e para o refinamento dos paracircmetros as correlaccedilotildees da tabela 3
35 Tratamento Teacutermico
Foi realizado um tratamento teacutermico na amostra moiacuteda por 19 horas com a finalidade
de promover o relaxamento dos defeitos e tensotildees causados durante a moagem mecacircnica e a
cristalizaccedilatildeo da fase amorfa presente A partir da temperatura ambiente 25 oC iniciou-se o
aquecimento a uma taxa de 10 oCmin A temperatura final foi de 800 oC seguindo-se do
desligamento do forno que se manteve fechado ateacute que a temperatura da amostra atingisse
25 oC Em seguida a amostra foi retirada do forno e foi realizado um DRX Utilizou-se um forno
tubular com tubo de quartzo e uma atmosfera com fluxo constante de gaacutes argocircnio ilustrado
na Figura 22
43
Figura 22 Forno utilizado para realizar o tratamento teacutermico
36 Calorimetria Diferencial de Varredura (DSC)
As medidas de DSC foram realizadas na amostra moiacuteda por 19 horas em uma ceacutelula
Netzsch modelo DSC 3500 Sirius pertencente ao Laboratoacuterio de Termo ciecircncias da UFAM
Para realizaccedilatildeo das medidas utilizou-se um fluxo de proteccedilatildeo de N2 a 50 mlmin com
temperatura inicial de 25 oC e temperatura final de 550 oC
Foram realizadas quatro medidas com as taxas de transferecircncia de calor de 25 oCmin
5 oCmin 10 oCmin e 20 oCmin Foram utilizados cadinhos (porta amostra) de alumiacutenio e a
massa meacutedia de 22 mg de amostra foi utilizada nos quatro experimentos
Na Figura 23 eacute mostrada a ceacutelula Netzsch modelo DSC 3500 Sirius onde foram
realizadas as medidas e os cadinhos sendo dois fechados e um com a amostra visiacutevel
Figura 23 Equipamento utilizado para realizar o DSC
44
4 RESULTADOS E DISCUSSOtildeES
41 Evoluccedilatildeo estrutural
A Figura 24 mostra a evoluccedilatildeo estrutural durante o processo de siacutentese conforme
descrito nos procedimentos experimentais Qualitativamente podemos ver nesta figura uma
modificaccedilatildeo gradativa dos padrotildees de difraccedilatildeo O pico mais intenso da amostra moiacuteda por 1
hora corresponde ao plano (1 0 -2) do Bi precursor
Acompanhando o comportamento deste plano em especiacutefico constata-se que entre a
primeira e a quarta hora o mesmo sofre apenas uma ligeira diminuiccedilatildeo Concomitantemente
com este decreacutescimo emergem pequenos novos picos em 2θ aproximadamente entre 28 e 35o
Com 7 horas de moagem os novos picos satildeo evidentes e foram identificados junto agrave base de
dados do ICSD como a estrutura desejada Bi3Ni grupo espacial Pnma (cartatildeo nuacutemero 391336)
Em 13 horas de moagem o pico do Bi atinge seu miacutenimo e segue estaacutevel ateacute 19 h de moagem
Dada a observaccedilatildeo da estabilizaccedilatildeo estrutural o processo foi interrompido Uma anaacutelise mais
detalhada dos difratogramas seraacute mostrada e discutida na sequecircncia
Figura 24 Padratildeo de difraccedilatildeo observado para amostra e Bi3Ni durante todo intervalo de moagem
10 20 30 40 50 60 70 80
19h
16h
1h
10h
1h
7h
4h
2(graus)
1h
13h
Inte
nsid
ade (
ua
)
45
Na Figura 25 mostramos a indexaccedilatildeo das fases na primeira hora de moagem onde foi
verificada o iniacutecio da nucleaccedilatildeo do Bi3Ni Tambeacutem eacute possiacutevel observar os picos do elemento
precursor minoritaacuterio no caso o Niacutequel (cartatildeo ICSD 64703)
Figura 25 Difratograma obtido apoacutes a primeira hora de moagem
Seguindo o processo de moagem conforme descrito nos procedimentos experimentais
a amostra foi moiacuteda por mais 3 horas totalizando 4 horas de moagem os difratogramas obtidos
satildeo apresentados nas Figuras 26 e 27 Nesta etapa jaacute natildeo eacute mais possiacutevel identificar a presenccedila
dos picos referentes ao niacutequel dessa forma somente satildeo observados os picos do bismuto e do
Bi3Ni Poreacutem como verificamos na Figura 24 a nucleaccedilatildeo da liga Bi3Ni continua ocorrendo
sistematicamente
Na Figura 26 mostramos uma comparaccedilatildeo do difratograma padratildeo de Bi3Ni (cartatildeo
nuacutemero 391336 do ICSD) com o difratograma da amostra moiacuteda por 4 horas plotados em
conjunto para destacar a nucleaccedilatildeo da fase de Bi3Ni
Na Figura 27 apresenta-se o resultado do refinamento pelo meacutetodo de Rietveld para as
4 horas de moagem Eacute possiacutevel verificar um bom acordo entre o padratildeo de DRX da amostra e
o padratildeo refinado por MR Os fatores de qualidade podem ser verificados na tabela 4 Neste
refinamento obtivemos uma fraccedilatildeo de fase equivalente a 67 de Bi e 33 de Bi3Ni
46
Figura 26 Difratograma da amostra moiacuteda durante 4 horas (curva com ruiacutedo) e o padratildeo idealizado
do Bi3Ni calculado a partir do arquivo CIF (cartatildeo ICSD no 391336)
Figura 27 Padratildeo observado no DRX (4horas) calculado e residual obtidos no refinamento pelo MR
10 20 30 40 50 60 70 80
23 24 25 26 27 28 29 30 31 32 33
Inte
nsid
ade (
ua
)
2(graus)
4 horas
CIF Bi3Ni
10 20 30 40 50 60 70 80
Experimental
Calculado
Residual
Inte
nsid
ade (
u a)
2 (graus)
4 horas
25 30 35 40 45
47
Em todas as etapas do processo de moagem foram obtidos refinamentos com iacutendices de
qualidade muito semelhantes Natildeo houve alteraccedilatildeo nos acircngulos da ceacutelula unitaacuteria do composto
de Bi3Ni que permanecerem com α= β= λ = 90o Os valores obtidos para os iacutendices de avaliaccedilatildeo
da qualidade e os paracircmetros de rede encontram-se na tabela 4
Tabela 4 Valores de Rwp e 1205362 obtidos nos refinamentos realizados durante o processo de moagem
mecacircnica para o Bi3Ni
Com os resultados obtidos nos refinamentos determinou-se as contribuiccedilotildees em
porcentagem de cada fase em funccedilatildeo do tempo de moagem Verifica-se que apoacutes a primeira
hora de moagem natildeo se identifica no difratograma a presenccedila de Ni entretanto a fase de Bi3Ni
continua nucleando indicando que ainda existe niacutequel disponiacutevel para a formaccedilatildeo desta fase
Pode-se conceber algumas hipoacuteteses para este fato A primeira refere-se agrave sensibilidade do
equipamento de DRX que natildeo identifica precisamente elementos com fraccedilatildeo de fase menor
que 10 Outa hipoacutetese provaacutevel pode ser atribuiacutea a uma adesatildeo do niacutequel nas paredes do jarro
de moagem ou nas esferas de accedilo tendo em vista sua ductilidade
Na Figura 28 foi plotado a fraccedilatildeo de cada uma das fases presentes no processo de
moagem em funccedilatildeo do tempo Fica evidente que apoacutes a primeira hora a fraccedilatildeo de fase do niacutequel
eacute zero mas continua ocorrendo a nucleaccedilatildeo do Bi3Ni que estabiliza em 13 horas
TEMPO DE MOAGEM RWP 1205362 PARAcircMETROS DE REDE DO BI3NI
a (Å) b (Å) c (Å) Volume (Å3)
4 HORAS 77 139 8890(9) 4102(1) 11502(1) 41949(6)
7 HORAS 70 137 8891(3) 4106(1) 11500(1) 41986(9)
10 HORAS 71 131 8888(1) 4104(8) 11495(1) 41939(5)
13 HORAS 65 124 8893(5) 4104(3) 11507(1) 42003(2)
16 HORAS 64 124 8888(7) 4102(9) 11499(9) 41940(1)
19 HORAS 63 123 8894(1) 4105(1) 11506(5) 42012(3)
48
Figura 28 Fraccedilatildeo das fases de Ni Bi e Bi3Ni em funccedilatildeo do tempo de moagem
Utilizando-se a equaccedilatildeo 7 com os dados obtidos no refinamento pelo MR calculou-se
o tamanho meacutedio dos cristalitos de Bi3Ni em funccedilatildeo do tempo de moagem Na Figura 29
apresenta-se em forma de um graacutefico os valores obtidos Observamos que entre a quarta e a
seacutetima hora haacute um aumento aproximado de 14 no tamanho meacutedio do cristalito pode-se
atribuir esse aumento a uma possiacutevel deformaccedilatildeo plaacutestica da amostra acarretando num
acreacutescimo da aacuterea de superfiacutecie o que aumentaria progressivamente a probabilidade de
soldagem a frio dessas partiacuteculas gerando assim um aumento do tamanho meacutedio do cristalito
Entre a seacutetima e a deacutecima hora de moagem ocorre uma reduccedilatildeo de 26 no tamanho do
cristalito maior valor percentual obtido entre intervalos de moagem Entre a deacutecima sexta e a
deacutecima nona hora haacute uma estabilizaccedilatildeo no processo de reduccedilatildeo do tamanho de cristalito
Obtivemos no final do processo uma reduccedilatildeo total de aproximadamente 59 o que representa
um tamanho meacutedio de cristalito na ordem de 2653 nm
Plota-se na Figura 29 um graacutefico com tamanho meacutedio de cristalito do composto Bi3Ni
em funccedilatildeo do tempo de moagem
0 5 10 15 20
0
20
40
60
80
100
Fra
ccedilao d
e fases (
)
Tempo de moagem ( horas)
Bi
Bi3Ni
Ni
49
Figura 29 Tamanho meacutedio de cristalito de Bi3Ni em funccedilatildeo do tempo de moagem
Natildeo houve formaccedilatildeo de novas fases ou aparentemente quaisquer outras alteraccedilotildees
significativas apoacutes a deacutecima terceira hora de moagem Os uacutenicos efeitos com a continuaccedilatildeo da
moagem foram a melhora da cristalizaccedilatildeo da fase de interesse e o aumento de intensidade do
perfil referente a fase amorfa Poreacutem o processo de moagem totalizou 19 horas a finalidade
deste intervalo apoacutes a estabilizaccedilatildeo de formaccedilatildeo da fase pretendida foi verificar a possibilidade
de oxidaccedilatildeo da amostra que ficou exposta ao ambiente durante a execuccedilatildeo do DRX
Observa-se nos difratogramas da Figura 24 a formaccedilatildeo de uma acentuada elevaccedilatildeo na
linha de base entre a faixa de 2θ que vai de aproximadamente 26deg a 36deg A forma ou perfil
dessa elevaccedilatildeo eacute um forte indicio do aparecimento de uma fase amorfa Para alcanccedilar bom
acordo nos refinamentos Rietveld foram necessaacuterios 20 termos na funccedilatildeo polinomial de
Chebyshev para descrever estas linhas de base (background)
Analisando-se portanto os difratogramas referentes agraves etapas de 10 13 16 e 19 horas
eacute possiacutevel identificar o crescimento dessa fase amorfa conforme mostramos na Figura 30
4 6 8 10 12 14 16 18 20
25
30
35
40
45
50
55
Ta
ma
nh
o m
eacuted
io d
e c
rista
lito
(n
m)
Tempo de moagem (horas)
50
Estas curvas satildeo particularmente interessantes uma vez que podemos avaliar as
distacircncias R entre os primeiros vizinhos da fase desordenada aplicando a equaccedilatildeo de Ehrenfest
que pode ser expressa como [56]
2Rsen(θ) = 123λ (14)
O maacuteximo destas curvas correspondem a 2θ ~29o o que nos leva a distacircncias aproximada
de 38 Aring Esta distacircncia natildeo fere nenhum viacutenculo de distancias entre os atamos para
Ni-Ni~248 Aring Ni-Bi~ 278 Aring Bi-Bi~308 Aring Bi-O~214 Aring
Figura 30 Comparaccedilatildeo das funccedilotildees de background para a amostra moiacuteda por 10 13 16 e 19 horas
Com objetivo de avaliar com mais detalhes a estrutura nanocristalina e amorfa
realizamos medidas de difraccedilatildeo com configuraccedilotildees que produzissem uma maior qualidade nos
dados obtidos utilizamos uma cacircmara com baixo vaacutecuo e aumentamos o tempo de aquisiccedilatildeo
dos dados
A Figura 31 mostra o padratildeo obtido para a amostra final moiacuteda por 19 horas
Destacamos a evidente fase amorfa que se forma
10 20 30 40 50 60 70 80
19 horas
16 horas
13 horas
10 horas
Inte
nsid
ade (
u a)
2 (graus)
51
Figura 31 Formaccedilatildeo da fase amorfa na amostra de Bi3Ni apoacutes 19 horas de moagem
Comparando o padratildeo de DRX obtido para amostra moiacuteda por 19 horas com o
difratograma padratildeo de Bi3Ni (cartatildeo nuacutemero 391336 do ICSD) pode-se constatar a
equivalecircncia dos picos conforme apresentada Figura 32
Com os difratogramas de maior resoluccedilatildeo verificamos a presenccedila embora em uma
pequena fraccedilatildeo de Bi (ICSD no 64703) Assim como uma ligeira sugestatildeo da existecircncia de
Bi2O3 (ICSD no 41764) vislumbra-se essa fase em virtude da possiacutevel oxidaccedilatildeo da amostra
devido as sucessivas aberturas do jarro de moagem para realizaccedilatildeo do DRX entretanto
diferentemente do que se percebe para o bismuto natildeo haacute nenhum pico referente ao oxido de
bismuto
Na posiccedilatildeo de 2θ~27o existe um pico caracteriacutestico do Bi2O3 entretanto mesmo com a
melhor resoluccedilatildeo do DRX natildeo eacute possiacutevel distinguir claramente a fase do oxido de bismuto
assim durante o processo de refinamento pelo MR natildeo foi adicionada a fase relativa ao oxido
O refinamento pelo meacutetodo de Rietveld referente a amostra moiacuteda por 19h encontra-se
na Figura 33 percebe-se a boa concordacircncia obtida para a fase de interesse Bi3Ni e a fase
20 30 40 50 60 70 80
Bi
Inte
nsid
ade (
u a)
2 (graus)
Bi
20 25 30 35 40 45
52
amorfa O asterisco indicando o pico principal do Bi salienta que essa fase por contribuir
modestamente em um difratograma tatildeo complexo natildeo eacute bem ajustada
Figura 32 Difratograma da amostra moiacuteda 19h em conjunto com os CIFs de o Bi3Ni Bi e Bi2O3
Figura 33 Difratograma da amostra moiacuteda 19h e refinada por meacutetodo de Rietveld partindo dos CIFs
do Bi3Ni Bi
20 30 40 50 60 70 80
19 horas
Bi3Ni
Bi
Bi2O
3
In
tensid
ade (
u a)
2 (graus)
25 30 35 40
20 30 40 50 60 70 80
Experimental (19h)
Calculado
Residual
Inte
nsid
ade (
u a)
2 (graus)
20 25 30 35 40 45 50
53
Os trabalhos cientiacuteficos que versam sobre a produccedilatildeo e a caracterizaccedilatildeo do composto
Bi3Ni descrevem que a siacutentese pode ser realizada por vaacuterios mecanismos normalmente as
metodologias mais usadas para obtenccedilatildeo envolvem os processos em meio quiacutemico a
eletrodeposiccedilatildeo e a solidificaccedilatildeo raacutepida Em alguns casos utilizou-se longos processos teacutermicos
que envolvem a permanecircncia da amostra num forno de resistecircncia a 1100 degC durante 3 dias
[13] ou processos de sinterizaccedilatildeo com recozimento a vaacutecuo a temperatura de 1000 degC por 24
horas [15] Relata-se tambeacutem que conforme ocorreu neste trabalho algumas amostras
apresentam pequenos traccedilos de Bi em sua composiccedilatildeo final [13]
Dessa forma o primeiro desafio desse trabalho foi produzir uma fase uacutenica de Bi3Ni por
meio da moagem mecacircnica entretanto verificou-se no resultado obtido no DRX e no
refinamento pelo MR que a fase de Bi3Ni embora apresente uma fraccedilatildeo de 999 ainda possui
leves traccedilos do pico mais intenso de bismuto (indicado por um asterisco na Figura 33) Uma
proposta futura seria portanto acrescentar uma pequena quantidade de Ni para interagir com
esse Bi remanescente
42 Medidas de DRX in situ
Com o objetivo de estudar a estabilidade teacutermica e acompanhar a evoluccedilatildeo estrutural da
amostra em funccedilatildeo da temperatura foram realizadas medidas de DRX in situ conforme
descrito nos procedimentos experimentais A Figura 34 apresenta os quatro difratogramas
obtidos
A temperatura de 25 oC observa-se uma fase uacutenica do composto Bi3Ni (com jaacute
mencionado anteriormente a amostra possui uma leve indicaccedilatildeo da presenccedila de bismuto) que
possui estrutura ortorrocircmbica e grupo espacial Pnma eacute a mesma apresentada na Figura 32
A medida que aumentamos a temperatura conforme descrito na seccedilatildeo 3 Figura 21
inicia-se uma transformaccedilatildeo do composto inicial para o crescimento da fase tetragonal de Bi2O3
(ICSD no 41764) e da fase precursora de Bi Essa alteraccedilatildeo na composiccedilatildeo da amostra ocorre
em virtude da degradaccedilatildeo da fase Bi3Ni que conforme eleva-se a temperatura tem sua fraccedilatildeo
diminuiacuteda conforme verifica-se na Figura 36 Embora as medidas in situ terem sido feitas em
baixo vaacutecuo natildeo foi impedido o crescimento do Bi2O3
54
Na Figura 34 encontram-se plotados os DRX referentes as medidas realizadas em 25o
250o 300o e 350 oC as curvas foram deslocadas verticalmente para melhor comparaccedilatildeo
Figura 34 Padratildeo observado nos DRX da amostra submetida a aquecimento
A temperatura de 250 oC temos a ocorrecircncia de trecircs fases Bi3Ni Bi2O3 e Bi
O refinamento estrutural pelo meacutetodo de Rietveld estaacute mostrado na Figura 35 Mesmo tratando-
se de uma amostra com um elevado nuacutemeros de pico aleacutem da presenccedila de uma fase amorfa o
acordo entre o experimental e o calculado eacute notaacutevel Os valores dos iacutendices de avaliaccedilatildeo da
qualidade do refinamento referentes as quatro medidas realizadas encontram-se na tabela 5
20 30 40 50 60 70 80
350 0C
300 0C
250 0C
Inte
nsid
ade (
ua
)
2 (graus)
25 0C
55
Figura 35 Padratildeo obtidos no refinamento pelo MR para amostra aquecida a 250 0C
Tabela 5 Valores de Chi2 e de Rwp obtidos nos refinamentos realizados durante o processo de
aquecimento
A temperatura de 300 oC comeccedila a formaccedilatildeo da uma nova fase cubica de grupo espacial
I23 o Bi12NiO19 em detrimento da diminuiccedilatildeo da fase de Bi3Ni Aleacutem do aumento da fraccedilatildeo
da fase de Bi2O3
Temperatura de realizaccedilatildeo da medida Rwp 1205362
25 0C 69 23
250 0C 83 18
300 0C 98 26
350 0C 99 25
10 20 30 40 50 60 70 80
Inte
nsid
ade (
ua
)
2 (graus)
Experimental
Calculado
Residual
250 0C
25 30 35 40
56
O uacuteltimo DRX foi realizado a 350 oC a principal alteraccedilatildeo dessa medida refere-se ao
fato da inexistecircncia de picos referentes agrave fase Bi3Ni A fase majoritaacuteria torna-se agora a fase
referente ao Bi e a fase Bi12NiO19 (indexado na base de dados PDF2 mas natildeo na base de dados
ICSD) permanece estaacutevel isto eacute sem alteraccedilotildees significativas em sua fraccedilatildeo O fato de estarem
presentes picos referentes ao Bi mesmo apoacutes termos ultrapassado a temperatura de fusatildeo pode
ser explicado levando-se em consideraccedilatildeo a baixa condutividade teacutermica do bismuto aliado ao
excesso de defeitos produzidos na moagem assim natildeo obteve-se a fusatildeo do elemento
Utilizamos os dados obtidos nos refinamentos para plotar o graacutefico exposto na Figura
36 onde eacute possiacutevel observar a fraccedilatildeo de cada fase em funccedilatildeo da temperatura de execuccedilatildeo do
DRX Percebe-se a raacutepida decomposiccedilatildeo da fase de Bi3Ni que entre 250 oC e 350 oC apresenta
uma reduccedilatildeo percentual de aproximadamente 88 concomitantemente ao crescimento
percentual da fase de Bi
Figura 36 Fraccedilotildees de fase em funccedilatildeo da temperatura de realizaccedilatildeo do DRX in situ
O DRX realizado na amostra a 350 oC eacute mostrado na Figura 37 em conjunto aos CIFs
das fases constituintes Para a fase Bi12NiO19 natildeo foi encontrado o CIF no banco de dados do
Inorganic Crystal Structure Database (ICSD) Para refinar utilizando o meacutetodo de Rietveld
partimos do protoacutetipo estrutural de Bi26-x Mx O40-y (M = Mg Al Co Ni) O CIF desta fase
25 75 125 175 225 275 325 375
0
20
40
60
80
100
Fra
ccedilao d
e F
ases (
)
Temperatura (0C)
Bi3Ni
Bi2O
3
Bi
Bi12
NiO19
57
resultante estaacute mostrado em vermelho na Figura 37 e uma representaccedilatildeo da ceacutelula unitaacuteria na
Figura 38 os aacutetomos de oxigecircnio estatildeo representados na cor vermelha e o niacutequel em verde
Figura 37 Padratildeo observado no DRX da amostra em 350 oC em comparaccedilatildeo com o CIF das fases
constituintes
Figura 38 Projeccedilatildeo do eixo a e em perspectiva do Bi12NiO19
10 20 30 40 50 60 70 80
Inte
nsid
ade (
ua
)
2(graus)
350 graus
Bi2O
3
Bi
Bi12
NiO19
20 25 30 35 40 45 50 55
58
O refinamento estrutural utilizando estas fases estaacute mostrado na Figura 39 e os valores
referentes aos paracircmetros de rede obtidos para o refinamento da fase Bi12NiO19 constam na
tabela 6
Figura 39 Padratildeo obtidos no refinamento pelo MR para amostra aquecida a 350 0C
Tabela 6 Paracircmetros da ceacutelula unitaacuteria da estrutura Bi12NiO19
A Figura 40 conteacutem as fotografias retiradas do forno do difratocircmetro antes e apoacutes a
realizaccedilatildeo da medida Eacute possiacutevel verificar que a amostra devido a dilataccedilatildeo volumeacutetrica e a
fusatildeo do bismuto transborda o porta amostra
Paracircmetros de Rede a = b=c=10258(8) Aring
Acircngulos α = β = γ = 900
Volume da ceacutelula 107966(2) Aring3
Grupo de simetria Cuacutebico
Grupo espacial I23
10 20 30 40 50 60 70 80
Inte
nsid
ade (
ua
)
2 (graus)
Calculado
Experimental
Residual
350 0C
20 25 30 35 40 45
59
Figura 40 Fotografia do forno do DRX antes a apoacutes a realizaccedilatildeo das medidas
43 Calorimetria Diferencial de Varredura (DSC)
Com a finalidade de estudar e melhor entender a evoluccedilatildeo estrutural da amostra
observada nas medidas in situ realizou-se medidas DSC conforme descrito nos procedimentos
experimentais a temperatura final foi de 550 oC
Na Figura 41 mostramos as medidas DSC feitas em diferentes taxas de aquecimento
realizadas na amostra moiacuteda por 19 horas Em todas as 4 medidas vemos comportamentos
exoteacutermicos e endoteacutermicos Os picos endoteacutermicos ocorreram a uma temperatura aproximada
de 270 0C temperatura essa equivalente ao ponto de fusatildeo do bismuto e foram atribuiacutedos a
fusatildeo do Bi ocorrida em duas etapas
Comparando-se os resultados obtidos nas medidas in situ onde observamos a nucleaccedilatildeo
de uma nova fase a partir da temperatura de 250 oC com os resultados obtidos no DSC podemos
concluir que o pico exoteacutermico presente no termograma corresponde agrave nucleaccedilatildeo da fase de
Bi2O3
Com a finalidade de calcular a energia de ativaccedilatildeo (Ea) necessaacuteria para promover essa
nucleaccedilatildeo aplicamos a metodologia proposta por Kissinger [2] Conforme indicado na Figura
41 as 4 medidas foram feitas com taxas de aquecimento de 25 5 10 e 20 oCmin
60
A Figura 42 mostra em detalhes a Figura 41 onde vemos os valores das temperaturas
de pico de cristalizaccedilatildeo (Tc) e as referidas taxas de aquecimento (120591) Como era esperado a
medida que a taxa de aquecimento aumenta a temperatura de pico tambem aumenta
Figura 41 Termograma DSC plotados em conjunto para os diferentes fluxos de calor
Figura 42 Espectros DSC com as temperaturas de pico e suas respectivas taxas de aquecimento
100 150 200 250 300 350 400 450 500 550
250Cmin
50Cmin
100Cmin
fluxo d
e c
alo
r (u
a)
Temperatura (0C)
200Cmin
exo
230 235 240 245 250 255 260 265 270 275 280 285
250Cmin
50Cmin
100Cmin
fluxo d
e c
alo
r (u
a )
Temperatura (0C)
242 0C
252 0C
266 0C
278 0C
200Cmin
exo
61
Com os dados fornecidos na Figura 42 pode-se calcular a energia de ativaccedilatildeo referente
a nucleaccedilatildeo da fase de Bi2O3 Plotando-se um graacutefico linear de ln(120591
1198791198882) versus
1
119879119888 onde o
coeficiente angular eacute (minus119864119886
119877) obteacutem-se a energia de ativaccedilatildeo A Figura 43 apresenta a
linearizaccedilatildeo da equaccedilatildeo 16 de onde se obteacutem a energia de ativaccedilatildeo do processo de nucleaccedilatildeo
do Bi2O3
Figura 43 Graacutefico linear do ln(120591
1198791198882) versus
1
119879119888
Logo considerando as relaccedilotildees anteriormente definidas eacute possiacutevel calcular a energia de
ativaccedilatildeo uma vez que m = (minus119864119886
119877) e R = 831 jmol K Desse modo a energia de ativaccedilatildeo
necessaacuteria para promover a nucleaccedilatildeo da fase Bi2O3 eacute de 12465 kJmol
A metodologia proposta permitiria tambeacutem calcular a energia de ativaccedilatildeo necessaacuteria
para cristalizar a fase amorfa as medidas de DSC foram planejadas ateacute a temperatura de
550 oC devido a limitaccedilotildees do equipamento poreacutem como fica evidente na Figura 41 natildeo se
observa nenhum pico exoteacutermico apoacutes os 350 oC que se possa estar associado a cristalizaccedilatildeo da
fase amorfa O pico exoteacutermico existente como jaacute mencionado ocorreu a uma temperatura que
variou de 242 0C agrave 278 0C e refere-se agrave nucleaccedilatildeo de fase
182 184 186 188 190 192 194
-115
-110
-105
-100
-95
ln (
T2 c)
1Tc (10
-3 k
-1)
62
44 Tratamento teacutermico
Apoacutes a realizaccedilatildeo das medidas de DRX in situ e das medidas de DSC a fase amorfa
ainda se encontrava presente assim foi realizado um tratamento teacutermico com a finalidade de
promover a cristalizaccedilatildeo da fase amorfa presente
O tratamento teacutermico foi realizado a uma taxa constante de 10 0Cmim ateacute a temperatura
de 800 0C com a atmosfera protegida por gaacutes argocircnio Na Figura 44 apresenta-se o difratograma
da amostra realizado apoacutes o do tratamento teacutermico vemos no detalhe que a acentuada elevaccedilatildeo
na linha de base entre a faixa de 2θ que vai de aproximadamente 26deg agrave 36deg e que corresponde
a fase amorfa desapareceu completamente
Figura 44 Difratograma da amostra apoacutes tratamento teacutermico
Para a amostra tratada termicamente foram identificadas trecircs fases similar ao observado
nas medias in situ a 350 oC foram identificadas a fase cuacutebica Bi12NiO19 a fase tetragonal de
Bi2O3 (ICSD no 41764) e a fase romboeacutedrica de Bismuto (ICSD no 64703) Na Figura 45
apresentamos o padratildeo observado plotado juntamente com o CIF das 3 fases identificadas
10 20 30 40 50 60 70 80
Inte
nsid
ad
e (
ua
)
2 (graus)
Pos Tratamento Teacutermico
20 25 30 35 40 45 50 55 60
63
Figura 45 Difratograma da amostra apoacutes tratamento teacutermico em conjunto com os CIFs de Bi Bi2O3 e
Bi12NiO19
Pode-se verificar no padratildeo do difratograma da Figura 45 que pelo formato da linha de
base obtida ocorreu a cristalizaccedilatildeo da fase amorfa e as fases identificadas correspondem aos
picos presentes no DRX da amostra
O refinamento realizado pelo MR confirmou a identificaccedilatildeo das fases contidas na
amostra no sentido da exata correspondecircncia entre os picos obtidos nos padrotildees calculados e
observados As fraccedilotildees das fases da amostra que sofreu tratamento teacutermico em comparaccedilatildeo com
as fraccedilotildees obtidas no DRX in situ estatildeo apresentados na tabela 7
Tabela 7 Fraccedilotildees das fases apoacutes tratamento teacutermico e DRX in situ a 350 oC
Fraccedilatildeo das fases Tratamento Teacutermico DRX in situ a 350 oC
Bi12NiO19 90 137
Bi2O3 89 20
Bi 11 663
10 20 30 40 50 60 70 80
Inte
nsid
ade (
ua
)
2 (graus)
Observado
Bi
Bi2O
3
Bi12
NiO19
25 30 35 40 45 50 55
64
O aumento da temperatura propicia a nucleaccedilatildeo das fases de Bi2O3 e Bi12NiO19 em
detrimento da diminuiccedilatildeo da fase Bi3Ni
O refinamento pelo meacutetodo de Rietveld para amostra que sofreu tratamento teacutermico
apresentou uma boa concordacircncia para os perfis calculado e experimental Nesse refinamento
foi utilizado o CIF modificado de Bi12NiO19 Na Figura 46 temos o padratildeo experimental e o
calculado obtidos no refinamento pelo MR
Figura 46 Padratildeo observado e experimental refinado pelo MR para amostra tratada termicamente
Compara-se na Figura 47 os difratogramas obtidos para amostra tratada termicamente e
para o DRX in situ a temperatura de 350 oC eacute possiacutevel identificar a correspondecircncia entre os
picos entretanto eacute notaacutevel a diferenccedila na linha de base do difratograma referente ao DRX in
situ contra o DRX da amostra submetida a tratamento teacutermico Pode-se concluir que para
ocorrer a cristalizaccedilatildeo da fase amorfa eacute necessaacuterio que a temperatura do tratamento teacutermico seja
superior a 550 0C
10 20 30 40 50 60 70 80
Inte
nsid
ade (
ua
)
2 (graus)
Calculado
Experimental
Residual
Pos Tratamento Teacutermico
65
Outro fenocircmeno perceptiacutevel eacute o deslocamento em 2θ da posiccedilatildeo dos picos O
difratograma da amostra que foi ao forno do DRX tem a posiccedilatildeo dos seus picos deslocados para
direita em comparaccedilatildeo ao observado no CIF do Bi12NiO19 e no DRX da amostra que passou
por tratamento teacutermico Podemos associar esse deslocamento a contraccedilatildeo do volume da ceacutelula
unitaacuteria Considerando o valor padratildeo do volume do composto Bi12NiO19 constante na tabela
5 ocorreu uma reduccedilatildeo de volume de aproximadamente 155 para amostra tratada
termicamente e uma variaccedilatildeo positiva de 005 para amostra do DRX in situ Na Figura 47
plotamos juntos os difratogramas da amostra tratada termicamente da amostra que realizou a
medida in situ a 350 0C e o CIF do Bi12NiO19
Figura 47 Difratogramas das amostras apoacutes tratamento teacutermico e DRX in situ em conjunto com o
CIF do Bi12NiO19
O tratamento teacutermico realizado produziu o resultado esperado cristalizando a fase
amorfa As fases presentes na amostra apoacutes a realizaccedilatildeo do tratamento estatildeo em conformidade
agraves encontradas nas medidas de DRX in situ
20 30 40 50 60 70 80
Bi
Inte
nsid
ade (
u a)
2 (graus)
Bi
20 25 30 35 40 45
66
5 CONCLUSAtildeO
A sintetizaccedilatildeo do composto nanoestruturado de Bi3Ni foi realizado de modo eficiente
apoacutes 13 horas de moagem mecacircnica
As medidas de difraccedilatildeo de Raio X possibilitaram acompanhar a evoluccedilatildeo estrutural e a
nucleaccedilatildeo da fase de Bi3Ni O refinamento realizado pelo Meacutetodo de Rietveld proporcionou a
quantificaccedilatildeo dos paracircmetros cristalograacuteficos tais como paracircmetros de rede volume da ceacutelula
unitaacuteria fraccedilatildeo das fases presentes e tamanho de cristalito Os fatores de qualidade e
convergecircncia alcanccedilaram valores satisfatoacuterios correspondendo a exata simulaccedilatildeo do padratildeo
observado
A anaacutelise teacutermica realizada por meio das medidas de DRX in situ permitiu o estudo da
estabilidade teacutermica e o acompanhamento da evoluccedilatildeo estrutural da amostra em funccedilatildeo da
temperatura Foi possiacutevel identificar duas novas fases presentes o Bi2O3 e Bi12NiO19 nucleadas
agraves custas da fase de Bi3Ni Na temperatura de 350 oC a amostra eacute composta das fases Bi12NiO19
Bi2O3 e Bi
As medidas de DSC realizadas ateacute a temperatura de 550 oC e com quatro diferentes
taxas de aquecimento foram utilizadas para se calcular com o uso da equaccedilatildeo de Kissinger a
energia de ativaccedilatildeo (Ea) necessaacuteria para promover a nucleaccedilatildeo do composto Bi12NiO19 que eacute de
12465 kJmol
O tratamento teacutermico no forno ateacute 800 oC promoveu o relaxamento dos defeitos e
tensotildees causadas durante a moagem mecacircnica e a cristalizaccedilatildeo da fase amorfa natildeo sendo mais
possiacutevel identificar no DRX realizado o perfil referente a essa fase Identificou-se novamente a
fase Bi12NiO19 aleacutem da ocorrecircncia das fases de Bi2O3 e Bi jaacute identificadas nas medidas de
DRX in situ confirmando a consistecircncia dos resultados obtidos por dois ensaios diferentes
Pocircde-se verificar o mesmo fenocircmeno em todos os ensaios que envolveram o
aquecimento da amostra Ao aquecer-se o Bi3Ni ocorre um processo de oxidaccedilatildeo que resulta
na formaccedilatildeo da fase de Bi2O3 e a fase de Bi12NiO19 todas associadas ao consumo de Bi da fase
Bi3Ni
Para realizaccedilatildeo de estudos futuros com o intuito de se obter a fase uacutenica de Bi3Ni
pode-se alterar ligeiramente as massas dos produtos com a adiccedilatildeo de um pouco de niacutequel
67
Pode-se melhorar o controle das condiccedilotildees de realizaccedilatildeo dos tratamentos teacutermicos com o
intuito de se evitar a oxidaccedilatildeo A realizaccedilatildeo de medidas de DSC ateacute a temperatura de 800 0C
poderaacute revelar picos exoteacutermicos e propiciar condiccedilotildees para se calcular a energia necessaacuteria
para promover a cristalizaccedilatildeo da fase amorfa
68
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41
Figura 20 Preparaccedilatildeo da amostra e porta amostra no forno do DRX
A primeira mediccedilatildeo foi realizada a temperatura de 25 oC seguindo-se de um
aquecimento a taxa de 10 oCmin ateacute atingir a temperatura de 250 oC apoacutes atingir a temperatura
procedeu-se uma execuccedilatildeo de uma isoteacutermica por 10 minutos antes da mediccedilatildeo in situ de DRX
O procedimento foi repetido para as temperaturas de 300 oC e 350 oC conforme pode-se
observar na rampa de aquecimento da Figura 21
Figura 21 Rampa de aquecimento para medidas in situ de DRX
34 Refinamento pelo Meacutetodo de Rietveld
Para realizaccedilatildeo dos refinamentos pelo MR desta dissertaccedilatildeo utilizou-se o programa
GSAS (General Structure Analysis System) e o EXPGUI [4748]
42
Para se descrever o formato dos picos de DRX utilizou-se a funccedilatildeo perfil pseudo-Voigt
de Thompson-Cox-Hasting modificada funccedilatildeo de perfil CW 4 no pacote GSAS que considera
o modelo anisotroacutepico de Stephens e efeitos de textura [4950]
Para o coeficiente de mistura (η) que determina as contribuiccedilotildees do alargamento
gaussiano (η = 0) e Lorentziano (η = 1) nas equaccedilotildees 5 e 6 foi utilizado neste trabalho o valor
de η = 075
Os coeficientes de alargamento instrumental V e W constantes na equaccedilatildeo 5 foram
previamente obtidos a partir do DRX de uma amostra padratildeo bem cristalizada e mantidos fixos
no refinamento dos dados experimentais
Para o caacutelculo do tamanho meacutedio de cristalito com o uso da equaccedilatildeo 7 utilizou-se o
valor de K = 091 e 120582=0154056 nm
O GSAS dispotildee de 8 tipos de funccedilotildees de background neste trabalho utilizou-se a funccedilatildeo
polinomial de Chebyshev o nuacutemero de termos variou tendo sido utilizados 20 termos na funccedilatildeo
polinomial para refinamentos com a presenccedila da fase amorfa e 6 termos apoacutes a cristalizaccedilatildeo da
fase amorfa
Para iniacutecio do refinamento no programa EXPGUI foi utilizado o diagrama de blocos da
Figura 12 e para o refinamento dos paracircmetros as correlaccedilotildees da tabela 3
35 Tratamento Teacutermico
Foi realizado um tratamento teacutermico na amostra moiacuteda por 19 horas com a finalidade
de promover o relaxamento dos defeitos e tensotildees causados durante a moagem mecacircnica e a
cristalizaccedilatildeo da fase amorfa presente A partir da temperatura ambiente 25 oC iniciou-se o
aquecimento a uma taxa de 10 oCmin A temperatura final foi de 800 oC seguindo-se do
desligamento do forno que se manteve fechado ateacute que a temperatura da amostra atingisse
25 oC Em seguida a amostra foi retirada do forno e foi realizado um DRX Utilizou-se um forno
tubular com tubo de quartzo e uma atmosfera com fluxo constante de gaacutes argocircnio ilustrado
na Figura 22
43
Figura 22 Forno utilizado para realizar o tratamento teacutermico
36 Calorimetria Diferencial de Varredura (DSC)
As medidas de DSC foram realizadas na amostra moiacuteda por 19 horas em uma ceacutelula
Netzsch modelo DSC 3500 Sirius pertencente ao Laboratoacuterio de Termo ciecircncias da UFAM
Para realizaccedilatildeo das medidas utilizou-se um fluxo de proteccedilatildeo de N2 a 50 mlmin com
temperatura inicial de 25 oC e temperatura final de 550 oC
Foram realizadas quatro medidas com as taxas de transferecircncia de calor de 25 oCmin
5 oCmin 10 oCmin e 20 oCmin Foram utilizados cadinhos (porta amostra) de alumiacutenio e a
massa meacutedia de 22 mg de amostra foi utilizada nos quatro experimentos
Na Figura 23 eacute mostrada a ceacutelula Netzsch modelo DSC 3500 Sirius onde foram
realizadas as medidas e os cadinhos sendo dois fechados e um com a amostra visiacutevel
Figura 23 Equipamento utilizado para realizar o DSC
44
4 RESULTADOS E DISCUSSOtildeES
41 Evoluccedilatildeo estrutural
A Figura 24 mostra a evoluccedilatildeo estrutural durante o processo de siacutentese conforme
descrito nos procedimentos experimentais Qualitativamente podemos ver nesta figura uma
modificaccedilatildeo gradativa dos padrotildees de difraccedilatildeo O pico mais intenso da amostra moiacuteda por 1
hora corresponde ao plano (1 0 -2) do Bi precursor
Acompanhando o comportamento deste plano em especiacutefico constata-se que entre a
primeira e a quarta hora o mesmo sofre apenas uma ligeira diminuiccedilatildeo Concomitantemente
com este decreacutescimo emergem pequenos novos picos em 2θ aproximadamente entre 28 e 35o
Com 7 horas de moagem os novos picos satildeo evidentes e foram identificados junto agrave base de
dados do ICSD como a estrutura desejada Bi3Ni grupo espacial Pnma (cartatildeo nuacutemero 391336)
Em 13 horas de moagem o pico do Bi atinge seu miacutenimo e segue estaacutevel ateacute 19 h de moagem
Dada a observaccedilatildeo da estabilizaccedilatildeo estrutural o processo foi interrompido Uma anaacutelise mais
detalhada dos difratogramas seraacute mostrada e discutida na sequecircncia
Figura 24 Padratildeo de difraccedilatildeo observado para amostra e Bi3Ni durante todo intervalo de moagem
10 20 30 40 50 60 70 80
19h
16h
1h
10h
1h
7h
4h
2(graus)
1h
13h
Inte
nsid
ade (
ua
)
45
Na Figura 25 mostramos a indexaccedilatildeo das fases na primeira hora de moagem onde foi
verificada o iniacutecio da nucleaccedilatildeo do Bi3Ni Tambeacutem eacute possiacutevel observar os picos do elemento
precursor minoritaacuterio no caso o Niacutequel (cartatildeo ICSD 64703)
Figura 25 Difratograma obtido apoacutes a primeira hora de moagem
Seguindo o processo de moagem conforme descrito nos procedimentos experimentais
a amostra foi moiacuteda por mais 3 horas totalizando 4 horas de moagem os difratogramas obtidos
satildeo apresentados nas Figuras 26 e 27 Nesta etapa jaacute natildeo eacute mais possiacutevel identificar a presenccedila
dos picos referentes ao niacutequel dessa forma somente satildeo observados os picos do bismuto e do
Bi3Ni Poreacutem como verificamos na Figura 24 a nucleaccedilatildeo da liga Bi3Ni continua ocorrendo
sistematicamente
Na Figura 26 mostramos uma comparaccedilatildeo do difratograma padratildeo de Bi3Ni (cartatildeo
nuacutemero 391336 do ICSD) com o difratograma da amostra moiacuteda por 4 horas plotados em
conjunto para destacar a nucleaccedilatildeo da fase de Bi3Ni
Na Figura 27 apresenta-se o resultado do refinamento pelo meacutetodo de Rietveld para as
4 horas de moagem Eacute possiacutevel verificar um bom acordo entre o padratildeo de DRX da amostra e
o padratildeo refinado por MR Os fatores de qualidade podem ser verificados na tabela 4 Neste
refinamento obtivemos uma fraccedilatildeo de fase equivalente a 67 de Bi e 33 de Bi3Ni
46
Figura 26 Difratograma da amostra moiacuteda durante 4 horas (curva com ruiacutedo) e o padratildeo idealizado
do Bi3Ni calculado a partir do arquivo CIF (cartatildeo ICSD no 391336)
Figura 27 Padratildeo observado no DRX (4horas) calculado e residual obtidos no refinamento pelo MR
10 20 30 40 50 60 70 80
23 24 25 26 27 28 29 30 31 32 33
Inte
nsid
ade (
ua
)
2(graus)
4 horas
CIF Bi3Ni
10 20 30 40 50 60 70 80
Experimental
Calculado
Residual
Inte
nsid
ade (
u a)
2 (graus)
4 horas
25 30 35 40 45
47
Em todas as etapas do processo de moagem foram obtidos refinamentos com iacutendices de
qualidade muito semelhantes Natildeo houve alteraccedilatildeo nos acircngulos da ceacutelula unitaacuteria do composto
de Bi3Ni que permanecerem com α= β= λ = 90o Os valores obtidos para os iacutendices de avaliaccedilatildeo
da qualidade e os paracircmetros de rede encontram-se na tabela 4
Tabela 4 Valores de Rwp e 1205362 obtidos nos refinamentos realizados durante o processo de moagem
mecacircnica para o Bi3Ni
Com os resultados obtidos nos refinamentos determinou-se as contribuiccedilotildees em
porcentagem de cada fase em funccedilatildeo do tempo de moagem Verifica-se que apoacutes a primeira
hora de moagem natildeo se identifica no difratograma a presenccedila de Ni entretanto a fase de Bi3Ni
continua nucleando indicando que ainda existe niacutequel disponiacutevel para a formaccedilatildeo desta fase
Pode-se conceber algumas hipoacuteteses para este fato A primeira refere-se agrave sensibilidade do
equipamento de DRX que natildeo identifica precisamente elementos com fraccedilatildeo de fase menor
que 10 Outa hipoacutetese provaacutevel pode ser atribuiacutea a uma adesatildeo do niacutequel nas paredes do jarro
de moagem ou nas esferas de accedilo tendo em vista sua ductilidade
Na Figura 28 foi plotado a fraccedilatildeo de cada uma das fases presentes no processo de
moagem em funccedilatildeo do tempo Fica evidente que apoacutes a primeira hora a fraccedilatildeo de fase do niacutequel
eacute zero mas continua ocorrendo a nucleaccedilatildeo do Bi3Ni que estabiliza em 13 horas
TEMPO DE MOAGEM RWP 1205362 PARAcircMETROS DE REDE DO BI3NI
a (Å) b (Å) c (Å) Volume (Å3)
4 HORAS 77 139 8890(9) 4102(1) 11502(1) 41949(6)
7 HORAS 70 137 8891(3) 4106(1) 11500(1) 41986(9)
10 HORAS 71 131 8888(1) 4104(8) 11495(1) 41939(5)
13 HORAS 65 124 8893(5) 4104(3) 11507(1) 42003(2)
16 HORAS 64 124 8888(7) 4102(9) 11499(9) 41940(1)
19 HORAS 63 123 8894(1) 4105(1) 11506(5) 42012(3)
48
Figura 28 Fraccedilatildeo das fases de Ni Bi e Bi3Ni em funccedilatildeo do tempo de moagem
Utilizando-se a equaccedilatildeo 7 com os dados obtidos no refinamento pelo MR calculou-se
o tamanho meacutedio dos cristalitos de Bi3Ni em funccedilatildeo do tempo de moagem Na Figura 29
apresenta-se em forma de um graacutefico os valores obtidos Observamos que entre a quarta e a
seacutetima hora haacute um aumento aproximado de 14 no tamanho meacutedio do cristalito pode-se
atribuir esse aumento a uma possiacutevel deformaccedilatildeo plaacutestica da amostra acarretando num
acreacutescimo da aacuterea de superfiacutecie o que aumentaria progressivamente a probabilidade de
soldagem a frio dessas partiacuteculas gerando assim um aumento do tamanho meacutedio do cristalito
Entre a seacutetima e a deacutecima hora de moagem ocorre uma reduccedilatildeo de 26 no tamanho do
cristalito maior valor percentual obtido entre intervalos de moagem Entre a deacutecima sexta e a
deacutecima nona hora haacute uma estabilizaccedilatildeo no processo de reduccedilatildeo do tamanho de cristalito
Obtivemos no final do processo uma reduccedilatildeo total de aproximadamente 59 o que representa
um tamanho meacutedio de cristalito na ordem de 2653 nm
Plota-se na Figura 29 um graacutefico com tamanho meacutedio de cristalito do composto Bi3Ni
em funccedilatildeo do tempo de moagem
0 5 10 15 20
0
20
40
60
80
100
Fra
ccedilao d
e fases (
)
Tempo de moagem ( horas)
Bi
Bi3Ni
Ni
49
Figura 29 Tamanho meacutedio de cristalito de Bi3Ni em funccedilatildeo do tempo de moagem
Natildeo houve formaccedilatildeo de novas fases ou aparentemente quaisquer outras alteraccedilotildees
significativas apoacutes a deacutecima terceira hora de moagem Os uacutenicos efeitos com a continuaccedilatildeo da
moagem foram a melhora da cristalizaccedilatildeo da fase de interesse e o aumento de intensidade do
perfil referente a fase amorfa Poreacutem o processo de moagem totalizou 19 horas a finalidade
deste intervalo apoacutes a estabilizaccedilatildeo de formaccedilatildeo da fase pretendida foi verificar a possibilidade
de oxidaccedilatildeo da amostra que ficou exposta ao ambiente durante a execuccedilatildeo do DRX
Observa-se nos difratogramas da Figura 24 a formaccedilatildeo de uma acentuada elevaccedilatildeo na
linha de base entre a faixa de 2θ que vai de aproximadamente 26deg a 36deg A forma ou perfil
dessa elevaccedilatildeo eacute um forte indicio do aparecimento de uma fase amorfa Para alcanccedilar bom
acordo nos refinamentos Rietveld foram necessaacuterios 20 termos na funccedilatildeo polinomial de
Chebyshev para descrever estas linhas de base (background)
Analisando-se portanto os difratogramas referentes agraves etapas de 10 13 16 e 19 horas
eacute possiacutevel identificar o crescimento dessa fase amorfa conforme mostramos na Figura 30
4 6 8 10 12 14 16 18 20
25
30
35
40
45
50
55
Ta
ma
nh
o m
eacuted
io d
e c
rista
lito
(n
m)
Tempo de moagem (horas)
50
Estas curvas satildeo particularmente interessantes uma vez que podemos avaliar as
distacircncias R entre os primeiros vizinhos da fase desordenada aplicando a equaccedilatildeo de Ehrenfest
que pode ser expressa como [56]
2Rsen(θ) = 123λ (14)
O maacuteximo destas curvas correspondem a 2θ ~29o o que nos leva a distacircncias aproximada
de 38 Aring Esta distacircncia natildeo fere nenhum viacutenculo de distancias entre os atamos para
Ni-Ni~248 Aring Ni-Bi~ 278 Aring Bi-Bi~308 Aring Bi-O~214 Aring
Figura 30 Comparaccedilatildeo das funccedilotildees de background para a amostra moiacuteda por 10 13 16 e 19 horas
Com objetivo de avaliar com mais detalhes a estrutura nanocristalina e amorfa
realizamos medidas de difraccedilatildeo com configuraccedilotildees que produzissem uma maior qualidade nos
dados obtidos utilizamos uma cacircmara com baixo vaacutecuo e aumentamos o tempo de aquisiccedilatildeo
dos dados
A Figura 31 mostra o padratildeo obtido para a amostra final moiacuteda por 19 horas
Destacamos a evidente fase amorfa que se forma
10 20 30 40 50 60 70 80
19 horas
16 horas
13 horas
10 horas
Inte
nsid
ade (
u a)
2 (graus)
51
Figura 31 Formaccedilatildeo da fase amorfa na amostra de Bi3Ni apoacutes 19 horas de moagem
Comparando o padratildeo de DRX obtido para amostra moiacuteda por 19 horas com o
difratograma padratildeo de Bi3Ni (cartatildeo nuacutemero 391336 do ICSD) pode-se constatar a
equivalecircncia dos picos conforme apresentada Figura 32
Com os difratogramas de maior resoluccedilatildeo verificamos a presenccedila embora em uma
pequena fraccedilatildeo de Bi (ICSD no 64703) Assim como uma ligeira sugestatildeo da existecircncia de
Bi2O3 (ICSD no 41764) vislumbra-se essa fase em virtude da possiacutevel oxidaccedilatildeo da amostra
devido as sucessivas aberturas do jarro de moagem para realizaccedilatildeo do DRX entretanto
diferentemente do que se percebe para o bismuto natildeo haacute nenhum pico referente ao oxido de
bismuto
Na posiccedilatildeo de 2θ~27o existe um pico caracteriacutestico do Bi2O3 entretanto mesmo com a
melhor resoluccedilatildeo do DRX natildeo eacute possiacutevel distinguir claramente a fase do oxido de bismuto
assim durante o processo de refinamento pelo MR natildeo foi adicionada a fase relativa ao oxido
O refinamento pelo meacutetodo de Rietveld referente a amostra moiacuteda por 19h encontra-se
na Figura 33 percebe-se a boa concordacircncia obtida para a fase de interesse Bi3Ni e a fase
20 30 40 50 60 70 80
Bi
Inte
nsid
ade (
u a)
2 (graus)
Bi
20 25 30 35 40 45
52
amorfa O asterisco indicando o pico principal do Bi salienta que essa fase por contribuir
modestamente em um difratograma tatildeo complexo natildeo eacute bem ajustada
Figura 32 Difratograma da amostra moiacuteda 19h em conjunto com os CIFs de o Bi3Ni Bi e Bi2O3
Figura 33 Difratograma da amostra moiacuteda 19h e refinada por meacutetodo de Rietveld partindo dos CIFs
do Bi3Ni Bi
20 30 40 50 60 70 80
19 horas
Bi3Ni
Bi
Bi2O
3
In
tensid
ade (
u a)
2 (graus)
25 30 35 40
20 30 40 50 60 70 80
Experimental (19h)
Calculado
Residual
Inte
nsid
ade (
u a)
2 (graus)
20 25 30 35 40 45 50
53
Os trabalhos cientiacuteficos que versam sobre a produccedilatildeo e a caracterizaccedilatildeo do composto
Bi3Ni descrevem que a siacutentese pode ser realizada por vaacuterios mecanismos normalmente as
metodologias mais usadas para obtenccedilatildeo envolvem os processos em meio quiacutemico a
eletrodeposiccedilatildeo e a solidificaccedilatildeo raacutepida Em alguns casos utilizou-se longos processos teacutermicos
que envolvem a permanecircncia da amostra num forno de resistecircncia a 1100 degC durante 3 dias
[13] ou processos de sinterizaccedilatildeo com recozimento a vaacutecuo a temperatura de 1000 degC por 24
horas [15] Relata-se tambeacutem que conforme ocorreu neste trabalho algumas amostras
apresentam pequenos traccedilos de Bi em sua composiccedilatildeo final [13]
Dessa forma o primeiro desafio desse trabalho foi produzir uma fase uacutenica de Bi3Ni por
meio da moagem mecacircnica entretanto verificou-se no resultado obtido no DRX e no
refinamento pelo MR que a fase de Bi3Ni embora apresente uma fraccedilatildeo de 999 ainda possui
leves traccedilos do pico mais intenso de bismuto (indicado por um asterisco na Figura 33) Uma
proposta futura seria portanto acrescentar uma pequena quantidade de Ni para interagir com
esse Bi remanescente
42 Medidas de DRX in situ
Com o objetivo de estudar a estabilidade teacutermica e acompanhar a evoluccedilatildeo estrutural da
amostra em funccedilatildeo da temperatura foram realizadas medidas de DRX in situ conforme
descrito nos procedimentos experimentais A Figura 34 apresenta os quatro difratogramas
obtidos
A temperatura de 25 oC observa-se uma fase uacutenica do composto Bi3Ni (com jaacute
mencionado anteriormente a amostra possui uma leve indicaccedilatildeo da presenccedila de bismuto) que
possui estrutura ortorrocircmbica e grupo espacial Pnma eacute a mesma apresentada na Figura 32
A medida que aumentamos a temperatura conforme descrito na seccedilatildeo 3 Figura 21
inicia-se uma transformaccedilatildeo do composto inicial para o crescimento da fase tetragonal de Bi2O3
(ICSD no 41764) e da fase precursora de Bi Essa alteraccedilatildeo na composiccedilatildeo da amostra ocorre
em virtude da degradaccedilatildeo da fase Bi3Ni que conforme eleva-se a temperatura tem sua fraccedilatildeo
diminuiacuteda conforme verifica-se na Figura 36 Embora as medidas in situ terem sido feitas em
baixo vaacutecuo natildeo foi impedido o crescimento do Bi2O3
54
Na Figura 34 encontram-se plotados os DRX referentes as medidas realizadas em 25o
250o 300o e 350 oC as curvas foram deslocadas verticalmente para melhor comparaccedilatildeo
Figura 34 Padratildeo observado nos DRX da amostra submetida a aquecimento
A temperatura de 250 oC temos a ocorrecircncia de trecircs fases Bi3Ni Bi2O3 e Bi
O refinamento estrutural pelo meacutetodo de Rietveld estaacute mostrado na Figura 35 Mesmo tratando-
se de uma amostra com um elevado nuacutemeros de pico aleacutem da presenccedila de uma fase amorfa o
acordo entre o experimental e o calculado eacute notaacutevel Os valores dos iacutendices de avaliaccedilatildeo da
qualidade do refinamento referentes as quatro medidas realizadas encontram-se na tabela 5
20 30 40 50 60 70 80
350 0C
300 0C
250 0C
Inte
nsid
ade (
ua
)
2 (graus)
25 0C
55
Figura 35 Padratildeo obtidos no refinamento pelo MR para amostra aquecida a 250 0C
Tabela 5 Valores de Chi2 e de Rwp obtidos nos refinamentos realizados durante o processo de
aquecimento
A temperatura de 300 oC comeccedila a formaccedilatildeo da uma nova fase cubica de grupo espacial
I23 o Bi12NiO19 em detrimento da diminuiccedilatildeo da fase de Bi3Ni Aleacutem do aumento da fraccedilatildeo
da fase de Bi2O3
Temperatura de realizaccedilatildeo da medida Rwp 1205362
25 0C 69 23
250 0C 83 18
300 0C 98 26
350 0C 99 25
10 20 30 40 50 60 70 80
Inte
nsid
ade (
ua
)
2 (graus)
Experimental
Calculado
Residual
250 0C
25 30 35 40
56
O uacuteltimo DRX foi realizado a 350 oC a principal alteraccedilatildeo dessa medida refere-se ao
fato da inexistecircncia de picos referentes agrave fase Bi3Ni A fase majoritaacuteria torna-se agora a fase
referente ao Bi e a fase Bi12NiO19 (indexado na base de dados PDF2 mas natildeo na base de dados
ICSD) permanece estaacutevel isto eacute sem alteraccedilotildees significativas em sua fraccedilatildeo O fato de estarem
presentes picos referentes ao Bi mesmo apoacutes termos ultrapassado a temperatura de fusatildeo pode
ser explicado levando-se em consideraccedilatildeo a baixa condutividade teacutermica do bismuto aliado ao
excesso de defeitos produzidos na moagem assim natildeo obteve-se a fusatildeo do elemento
Utilizamos os dados obtidos nos refinamentos para plotar o graacutefico exposto na Figura
36 onde eacute possiacutevel observar a fraccedilatildeo de cada fase em funccedilatildeo da temperatura de execuccedilatildeo do
DRX Percebe-se a raacutepida decomposiccedilatildeo da fase de Bi3Ni que entre 250 oC e 350 oC apresenta
uma reduccedilatildeo percentual de aproximadamente 88 concomitantemente ao crescimento
percentual da fase de Bi
Figura 36 Fraccedilotildees de fase em funccedilatildeo da temperatura de realizaccedilatildeo do DRX in situ
O DRX realizado na amostra a 350 oC eacute mostrado na Figura 37 em conjunto aos CIFs
das fases constituintes Para a fase Bi12NiO19 natildeo foi encontrado o CIF no banco de dados do
Inorganic Crystal Structure Database (ICSD) Para refinar utilizando o meacutetodo de Rietveld
partimos do protoacutetipo estrutural de Bi26-x Mx O40-y (M = Mg Al Co Ni) O CIF desta fase
25 75 125 175 225 275 325 375
0
20
40
60
80
100
Fra
ccedilao d
e F
ases (
)
Temperatura (0C)
Bi3Ni
Bi2O
3
Bi
Bi12
NiO19
57
resultante estaacute mostrado em vermelho na Figura 37 e uma representaccedilatildeo da ceacutelula unitaacuteria na
Figura 38 os aacutetomos de oxigecircnio estatildeo representados na cor vermelha e o niacutequel em verde
Figura 37 Padratildeo observado no DRX da amostra em 350 oC em comparaccedilatildeo com o CIF das fases
constituintes
Figura 38 Projeccedilatildeo do eixo a e em perspectiva do Bi12NiO19
10 20 30 40 50 60 70 80
Inte
nsid
ade (
ua
)
2(graus)
350 graus
Bi2O
3
Bi
Bi12
NiO19
20 25 30 35 40 45 50 55
58
O refinamento estrutural utilizando estas fases estaacute mostrado na Figura 39 e os valores
referentes aos paracircmetros de rede obtidos para o refinamento da fase Bi12NiO19 constam na
tabela 6
Figura 39 Padratildeo obtidos no refinamento pelo MR para amostra aquecida a 350 0C
Tabela 6 Paracircmetros da ceacutelula unitaacuteria da estrutura Bi12NiO19
A Figura 40 conteacutem as fotografias retiradas do forno do difratocircmetro antes e apoacutes a
realizaccedilatildeo da medida Eacute possiacutevel verificar que a amostra devido a dilataccedilatildeo volumeacutetrica e a
fusatildeo do bismuto transborda o porta amostra
Paracircmetros de Rede a = b=c=10258(8) Aring
Acircngulos α = β = γ = 900
Volume da ceacutelula 107966(2) Aring3
Grupo de simetria Cuacutebico
Grupo espacial I23
10 20 30 40 50 60 70 80
Inte
nsid
ade (
ua
)
2 (graus)
Calculado
Experimental
Residual
350 0C
20 25 30 35 40 45
59
Figura 40 Fotografia do forno do DRX antes a apoacutes a realizaccedilatildeo das medidas
43 Calorimetria Diferencial de Varredura (DSC)
Com a finalidade de estudar e melhor entender a evoluccedilatildeo estrutural da amostra
observada nas medidas in situ realizou-se medidas DSC conforme descrito nos procedimentos
experimentais a temperatura final foi de 550 oC
Na Figura 41 mostramos as medidas DSC feitas em diferentes taxas de aquecimento
realizadas na amostra moiacuteda por 19 horas Em todas as 4 medidas vemos comportamentos
exoteacutermicos e endoteacutermicos Os picos endoteacutermicos ocorreram a uma temperatura aproximada
de 270 0C temperatura essa equivalente ao ponto de fusatildeo do bismuto e foram atribuiacutedos a
fusatildeo do Bi ocorrida em duas etapas
Comparando-se os resultados obtidos nas medidas in situ onde observamos a nucleaccedilatildeo
de uma nova fase a partir da temperatura de 250 oC com os resultados obtidos no DSC podemos
concluir que o pico exoteacutermico presente no termograma corresponde agrave nucleaccedilatildeo da fase de
Bi2O3
Com a finalidade de calcular a energia de ativaccedilatildeo (Ea) necessaacuteria para promover essa
nucleaccedilatildeo aplicamos a metodologia proposta por Kissinger [2] Conforme indicado na Figura
41 as 4 medidas foram feitas com taxas de aquecimento de 25 5 10 e 20 oCmin
60
A Figura 42 mostra em detalhes a Figura 41 onde vemos os valores das temperaturas
de pico de cristalizaccedilatildeo (Tc) e as referidas taxas de aquecimento (120591) Como era esperado a
medida que a taxa de aquecimento aumenta a temperatura de pico tambem aumenta
Figura 41 Termograma DSC plotados em conjunto para os diferentes fluxos de calor
Figura 42 Espectros DSC com as temperaturas de pico e suas respectivas taxas de aquecimento
100 150 200 250 300 350 400 450 500 550
250Cmin
50Cmin
100Cmin
fluxo d
e c
alo
r (u
a)
Temperatura (0C)
200Cmin
exo
230 235 240 245 250 255 260 265 270 275 280 285
250Cmin
50Cmin
100Cmin
fluxo d
e c
alo
r (u
a )
Temperatura (0C)
242 0C
252 0C
266 0C
278 0C
200Cmin
exo
61
Com os dados fornecidos na Figura 42 pode-se calcular a energia de ativaccedilatildeo referente
a nucleaccedilatildeo da fase de Bi2O3 Plotando-se um graacutefico linear de ln(120591
1198791198882) versus
1
119879119888 onde o
coeficiente angular eacute (minus119864119886
119877) obteacutem-se a energia de ativaccedilatildeo A Figura 43 apresenta a
linearizaccedilatildeo da equaccedilatildeo 16 de onde se obteacutem a energia de ativaccedilatildeo do processo de nucleaccedilatildeo
do Bi2O3
Figura 43 Graacutefico linear do ln(120591
1198791198882) versus
1
119879119888
Logo considerando as relaccedilotildees anteriormente definidas eacute possiacutevel calcular a energia de
ativaccedilatildeo uma vez que m = (minus119864119886
119877) e R = 831 jmol K Desse modo a energia de ativaccedilatildeo
necessaacuteria para promover a nucleaccedilatildeo da fase Bi2O3 eacute de 12465 kJmol
A metodologia proposta permitiria tambeacutem calcular a energia de ativaccedilatildeo necessaacuteria
para cristalizar a fase amorfa as medidas de DSC foram planejadas ateacute a temperatura de
550 oC devido a limitaccedilotildees do equipamento poreacutem como fica evidente na Figura 41 natildeo se
observa nenhum pico exoteacutermico apoacutes os 350 oC que se possa estar associado a cristalizaccedilatildeo da
fase amorfa O pico exoteacutermico existente como jaacute mencionado ocorreu a uma temperatura que
variou de 242 0C agrave 278 0C e refere-se agrave nucleaccedilatildeo de fase
182 184 186 188 190 192 194
-115
-110
-105
-100
-95
ln (
T2 c)
1Tc (10
-3 k
-1)
62
44 Tratamento teacutermico
Apoacutes a realizaccedilatildeo das medidas de DRX in situ e das medidas de DSC a fase amorfa
ainda se encontrava presente assim foi realizado um tratamento teacutermico com a finalidade de
promover a cristalizaccedilatildeo da fase amorfa presente
O tratamento teacutermico foi realizado a uma taxa constante de 10 0Cmim ateacute a temperatura
de 800 0C com a atmosfera protegida por gaacutes argocircnio Na Figura 44 apresenta-se o difratograma
da amostra realizado apoacutes o do tratamento teacutermico vemos no detalhe que a acentuada elevaccedilatildeo
na linha de base entre a faixa de 2θ que vai de aproximadamente 26deg agrave 36deg e que corresponde
a fase amorfa desapareceu completamente
Figura 44 Difratograma da amostra apoacutes tratamento teacutermico
Para a amostra tratada termicamente foram identificadas trecircs fases similar ao observado
nas medias in situ a 350 oC foram identificadas a fase cuacutebica Bi12NiO19 a fase tetragonal de
Bi2O3 (ICSD no 41764) e a fase romboeacutedrica de Bismuto (ICSD no 64703) Na Figura 45
apresentamos o padratildeo observado plotado juntamente com o CIF das 3 fases identificadas
10 20 30 40 50 60 70 80
Inte
nsid
ad
e (
ua
)
2 (graus)
Pos Tratamento Teacutermico
20 25 30 35 40 45 50 55 60
63
Figura 45 Difratograma da amostra apoacutes tratamento teacutermico em conjunto com os CIFs de Bi Bi2O3 e
Bi12NiO19
Pode-se verificar no padratildeo do difratograma da Figura 45 que pelo formato da linha de
base obtida ocorreu a cristalizaccedilatildeo da fase amorfa e as fases identificadas correspondem aos
picos presentes no DRX da amostra
O refinamento realizado pelo MR confirmou a identificaccedilatildeo das fases contidas na
amostra no sentido da exata correspondecircncia entre os picos obtidos nos padrotildees calculados e
observados As fraccedilotildees das fases da amostra que sofreu tratamento teacutermico em comparaccedilatildeo com
as fraccedilotildees obtidas no DRX in situ estatildeo apresentados na tabela 7
Tabela 7 Fraccedilotildees das fases apoacutes tratamento teacutermico e DRX in situ a 350 oC
Fraccedilatildeo das fases Tratamento Teacutermico DRX in situ a 350 oC
Bi12NiO19 90 137
Bi2O3 89 20
Bi 11 663
10 20 30 40 50 60 70 80
Inte
nsid
ade (
ua
)
2 (graus)
Observado
Bi
Bi2O
3
Bi12
NiO19
25 30 35 40 45 50 55
64
O aumento da temperatura propicia a nucleaccedilatildeo das fases de Bi2O3 e Bi12NiO19 em
detrimento da diminuiccedilatildeo da fase Bi3Ni
O refinamento pelo meacutetodo de Rietveld para amostra que sofreu tratamento teacutermico
apresentou uma boa concordacircncia para os perfis calculado e experimental Nesse refinamento
foi utilizado o CIF modificado de Bi12NiO19 Na Figura 46 temos o padratildeo experimental e o
calculado obtidos no refinamento pelo MR
Figura 46 Padratildeo observado e experimental refinado pelo MR para amostra tratada termicamente
Compara-se na Figura 47 os difratogramas obtidos para amostra tratada termicamente e
para o DRX in situ a temperatura de 350 oC eacute possiacutevel identificar a correspondecircncia entre os
picos entretanto eacute notaacutevel a diferenccedila na linha de base do difratograma referente ao DRX in
situ contra o DRX da amostra submetida a tratamento teacutermico Pode-se concluir que para
ocorrer a cristalizaccedilatildeo da fase amorfa eacute necessaacuterio que a temperatura do tratamento teacutermico seja
superior a 550 0C
10 20 30 40 50 60 70 80
Inte
nsid
ade (
ua
)
2 (graus)
Calculado
Experimental
Residual
Pos Tratamento Teacutermico
65
Outro fenocircmeno perceptiacutevel eacute o deslocamento em 2θ da posiccedilatildeo dos picos O
difratograma da amostra que foi ao forno do DRX tem a posiccedilatildeo dos seus picos deslocados para
direita em comparaccedilatildeo ao observado no CIF do Bi12NiO19 e no DRX da amostra que passou
por tratamento teacutermico Podemos associar esse deslocamento a contraccedilatildeo do volume da ceacutelula
unitaacuteria Considerando o valor padratildeo do volume do composto Bi12NiO19 constante na tabela
5 ocorreu uma reduccedilatildeo de volume de aproximadamente 155 para amostra tratada
termicamente e uma variaccedilatildeo positiva de 005 para amostra do DRX in situ Na Figura 47
plotamos juntos os difratogramas da amostra tratada termicamente da amostra que realizou a
medida in situ a 350 0C e o CIF do Bi12NiO19
Figura 47 Difratogramas das amostras apoacutes tratamento teacutermico e DRX in situ em conjunto com o
CIF do Bi12NiO19
O tratamento teacutermico realizado produziu o resultado esperado cristalizando a fase
amorfa As fases presentes na amostra apoacutes a realizaccedilatildeo do tratamento estatildeo em conformidade
agraves encontradas nas medidas de DRX in situ
20 30 40 50 60 70 80
Bi
Inte
nsid
ade (
u a)
2 (graus)
Bi
20 25 30 35 40 45
66
5 CONCLUSAtildeO
A sintetizaccedilatildeo do composto nanoestruturado de Bi3Ni foi realizado de modo eficiente
apoacutes 13 horas de moagem mecacircnica
As medidas de difraccedilatildeo de Raio X possibilitaram acompanhar a evoluccedilatildeo estrutural e a
nucleaccedilatildeo da fase de Bi3Ni O refinamento realizado pelo Meacutetodo de Rietveld proporcionou a
quantificaccedilatildeo dos paracircmetros cristalograacuteficos tais como paracircmetros de rede volume da ceacutelula
unitaacuteria fraccedilatildeo das fases presentes e tamanho de cristalito Os fatores de qualidade e
convergecircncia alcanccedilaram valores satisfatoacuterios correspondendo a exata simulaccedilatildeo do padratildeo
observado
A anaacutelise teacutermica realizada por meio das medidas de DRX in situ permitiu o estudo da
estabilidade teacutermica e o acompanhamento da evoluccedilatildeo estrutural da amostra em funccedilatildeo da
temperatura Foi possiacutevel identificar duas novas fases presentes o Bi2O3 e Bi12NiO19 nucleadas
agraves custas da fase de Bi3Ni Na temperatura de 350 oC a amostra eacute composta das fases Bi12NiO19
Bi2O3 e Bi
As medidas de DSC realizadas ateacute a temperatura de 550 oC e com quatro diferentes
taxas de aquecimento foram utilizadas para se calcular com o uso da equaccedilatildeo de Kissinger a
energia de ativaccedilatildeo (Ea) necessaacuteria para promover a nucleaccedilatildeo do composto Bi12NiO19 que eacute de
12465 kJmol
O tratamento teacutermico no forno ateacute 800 oC promoveu o relaxamento dos defeitos e
tensotildees causadas durante a moagem mecacircnica e a cristalizaccedilatildeo da fase amorfa natildeo sendo mais
possiacutevel identificar no DRX realizado o perfil referente a essa fase Identificou-se novamente a
fase Bi12NiO19 aleacutem da ocorrecircncia das fases de Bi2O3 e Bi jaacute identificadas nas medidas de
DRX in situ confirmando a consistecircncia dos resultados obtidos por dois ensaios diferentes
Pocircde-se verificar o mesmo fenocircmeno em todos os ensaios que envolveram o
aquecimento da amostra Ao aquecer-se o Bi3Ni ocorre um processo de oxidaccedilatildeo que resulta
na formaccedilatildeo da fase de Bi2O3 e a fase de Bi12NiO19 todas associadas ao consumo de Bi da fase
Bi3Ni
Para realizaccedilatildeo de estudos futuros com o intuito de se obter a fase uacutenica de Bi3Ni
pode-se alterar ligeiramente as massas dos produtos com a adiccedilatildeo de um pouco de niacutequel
67
Pode-se melhorar o controle das condiccedilotildees de realizaccedilatildeo dos tratamentos teacutermicos com o
intuito de se evitar a oxidaccedilatildeo A realizaccedilatildeo de medidas de DSC ateacute a temperatura de 800 0C
poderaacute revelar picos exoteacutermicos e propiciar condiccedilotildees para se calcular a energia necessaacuteria
para promover a cristalizaccedilatildeo da fase amorfa
68
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Wetenschappen v17 p 1184-1190 1915
[57] SAAL J E et al Materials Design and Discovery with High-Throughput Density
Functional Theory The Open Quantum Materials Database (OQMD) JOM n65 p1501-
1509 2013
42
Para se descrever o formato dos picos de DRX utilizou-se a funccedilatildeo perfil pseudo-Voigt
de Thompson-Cox-Hasting modificada funccedilatildeo de perfil CW 4 no pacote GSAS que considera
o modelo anisotroacutepico de Stephens e efeitos de textura [4950]
Para o coeficiente de mistura (η) que determina as contribuiccedilotildees do alargamento
gaussiano (η = 0) e Lorentziano (η = 1) nas equaccedilotildees 5 e 6 foi utilizado neste trabalho o valor
de η = 075
Os coeficientes de alargamento instrumental V e W constantes na equaccedilatildeo 5 foram
previamente obtidos a partir do DRX de uma amostra padratildeo bem cristalizada e mantidos fixos
no refinamento dos dados experimentais
Para o caacutelculo do tamanho meacutedio de cristalito com o uso da equaccedilatildeo 7 utilizou-se o
valor de K = 091 e 120582=0154056 nm
O GSAS dispotildee de 8 tipos de funccedilotildees de background neste trabalho utilizou-se a funccedilatildeo
polinomial de Chebyshev o nuacutemero de termos variou tendo sido utilizados 20 termos na funccedilatildeo
polinomial para refinamentos com a presenccedila da fase amorfa e 6 termos apoacutes a cristalizaccedilatildeo da
fase amorfa
Para iniacutecio do refinamento no programa EXPGUI foi utilizado o diagrama de blocos da
Figura 12 e para o refinamento dos paracircmetros as correlaccedilotildees da tabela 3
35 Tratamento Teacutermico
Foi realizado um tratamento teacutermico na amostra moiacuteda por 19 horas com a finalidade
de promover o relaxamento dos defeitos e tensotildees causados durante a moagem mecacircnica e a
cristalizaccedilatildeo da fase amorfa presente A partir da temperatura ambiente 25 oC iniciou-se o
aquecimento a uma taxa de 10 oCmin A temperatura final foi de 800 oC seguindo-se do
desligamento do forno que se manteve fechado ateacute que a temperatura da amostra atingisse
25 oC Em seguida a amostra foi retirada do forno e foi realizado um DRX Utilizou-se um forno
tubular com tubo de quartzo e uma atmosfera com fluxo constante de gaacutes argocircnio ilustrado
na Figura 22
43
Figura 22 Forno utilizado para realizar o tratamento teacutermico
36 Calorimetria Diferencial de Varredura (DSC)
As medidas de DSC foram realizadas na amostra moiacuteda por 19 horas em uma ceacutelula
Netzsch modelo DSC 3500 Sirius pertencente ao Laboratoacuterio de Termo ciecircncias da UFAM
Para realizaccedilatildeo das medidas utilizou-se um fluxo de proteccedilatildeo de N2 a 50 mlmin com
temperatura inicial de 25 oC e temperatura final de 550 oC
Foram realizadas quatro medidas com as taxas de transferecircncia de calor de 25 oCmin
5 oCmin 10 oCmin e 20 oCmin Foram utilizados cadinhos (porta amostra) de alumiacutenio e a
massa meacutedia de 22 mg de amostra foi utilizada nos quatro experimentos
Na Figura 23 eacute mostrada a ceacutelula Netzsch modelo DSC 3500 Sirius onde foram
realizadas as medidas e os cadinhos sendo dois fechados e um com a amostra visiacutevel
Figura 23 Equipamento utilizado para realizar o DSC
44
4 RESULTADOS E DISCUSSOtildeES
41 Evoluccedilatildeo estrutural
A Figura 24 mostra a evoluccedilatildeo estrutural durante o processo de siacutentese conforme
descrito nos procedimentos experimentais Qualitativamente podemos ver nesta figura uma
modificaccedilatildeo gradativa dos padrotildees de difraccedilatildeo O pico mais intenso da amostra moiacuteda por 1
hora corresponde ao plano (1 0 -2) do Bi precursor
Acompanhando o comportamento deste plano em especiacutefico constata-se que entre a
primeira e a quarta hora o mesmo sofre apenas uma ligeira diminuiccedilatildeo Concomitantemente
com este decreacutescimo emergem pequenos novos picos em 2θ aproximadamente entre 28 e 35o
Com 7 horas de moagem os novos picos satildeo evidentes e foram identificados junto agrave base de
dados do ICSD como a estrutura desejada Bi3Ni grupo espacial Pnma (cartatildeo nuacutemero 391336)
Em 13 horas de moagem o pico do Bi atinge seu miacutenimo e segue estaacutevel ateacute 19 h de moagem
Dada a observaccedilatildeo da estabilizaccedilatildeo estrutural o processo foi interrompido Uma anaacutelise mais
detalhada dos difratogramas seraacute mostrada e discutida na sequecircncia
Figura 24 Padratildeo de difraccedilatildeo observado para amostra e Bi3Ni durante todo intervalo de moagem
10 20 30 40 50 60 70 80
19h
16h
1h
10h
1h
7h
4h
2(graus)
1h
13h
Inte
nsid
ade (
ua
)
45
Na Figura 25 mostramos a indexaccedilatildeo das fases na primeira hora de moagem onde foi
verificada o iniacutecio da nucleaccedilatildeo do Bi3Ni Tambeacutem eacute possiacutevel observar os picos do elemento
precursor minoritaacuterio no caso o Niacutequel (cartatildeo ICSD 64703)
Figura 25 Difratograma obtido apoacutes a primeira hora de moagem
Seguindo o processo de moagem conforme descrito nos procedimentos experimentais
a amostra foi moiacuteda por mais 3 horas totalizando 4 horas de moagem os difratogramas obtidos
satildeo apresentados nas Figuras 26 e 27 Nesta etapa jaacute natildeo eacute mais possiacutevel identificar a presenccedila
dos picos referentes ao niacutequel dessa forma somente satildeo observados os picos do bismuto e do
Bi3Ni Poreacutem como verificamos na Figura 24 a nucleaccedilatildeo da liga Bi3Ni continua ocorrendo
sistematicamente
Na Figura 26 mostramos uma comparaccedilatildeo do difratograma padratildeo de Bi3Ni (cartatildeo
nuacutemero 391336 do ICSD) com o difratograma da amostra moiacuteda por 4 horas plotados em
conjunto para destacar a nucleaccedilatildeo da fase de Bi3Ni
Na Figura 27 apresenta-se o resultado do refinamento pelo meacutetodo de Rietveld para as
4 horas de moagem Eacute possiacutevel verificar um bom acordo entre o padratildeo de DRX da amostra e
o padratildeo refinado por MR Os fatores de qualidade podem ser verificados na tabela 4 Neste
refinamento obtivemos uma fraccedilatildeo de fase equivalente a 67 de Bi e 33 de Bi3Ni
46
Figura 26 Difratograma da amostra moiacuteda durante 4 horas (curva com ruiacutedo) e o padratildeo idealizado
do Bi3Ni calculado a partir do arquivo CIF (cartatildeo ICSD no 391336)
Figura 27 Padratildeo observado no DRX (4horas) calculado e residual obtidos no refinamento pelo MR
10 20 30 40 50 60 70 80
23 24 25 26 27 28 29 30 31 32 33
Inte
nsid
ade (
ua
)
2(graus)
4 horas
CIF Bi3Ni
10 20 30 40 50 60 70 80
Experimental
Calculado
Residual
Inte
nsid
ade (
u a)
2 (graus)
4 horas
25 30 35 40 45
47
Em todas as etapas do processo de moagem foram obtidos refinamentos com iacutendices de
qualidade muito semelhantes Natildeo houve alteraccedilatildeo nos acircngulos da ceacutelula unitaacuteria do composto
de Bi3Ni que permanecerem com α= β= λ = 90o Os valores obtidos para os iacutendices de avaliaccedilatildeo
da qualidade e os paracircmetros de rede encontram-se na tabela 4
Tabela 4 Valores de Rwp e 1205362 obtidos nos refinamentos realizados durante o processo de moagem
mecacircnica para o Bi3Ni
Com os resultados obtidos nos refinamentos determinou-se as contribuiccedilotildees em
porcentagem de cada fase em funccedilatildeo do tempo de moagem Verifica-se que apoacutes a primeira
hora de moagem natildeo se identifica no difratograma a presenccedila de Ni entretanto a fase de Bi3Ni
continua nucleando indicando que ainda existe niacutequel disponiacutevel para a formaccedilatildeo desta fase
Pode-se conceber algumas hipoacuteteses para este fato A primeira refere-se agrave sensibilidade do
equipamento de DRX que natildeo identifica precisamente elementos com fraccedilatildeo de fase menor
que 10 Outa hipoacutetese provaacutevel pode ser atribuiacutea a uma adesatildeo do niacutequel nas paredes do jarro
de moagem ou nas esferas de accedilo tendo em vista sua ductilidade
Na Figura 28 foi plotado a fraccedilatildeo de cada uma das fases presentes no processo de
moagem em funccedilatildeo do tempo Fica evidente que apoacutes a primeira hora a fraccedilatildeo de fase do niacutequel
eacute zero mas continua ocorrendo a nucleaccedilatildeo do Bi3Ni que estabiliza em 13 horas
TEMPO DE MOAGEM RWP 1205362 PARAcircMETROS DE REDE DO BI3NI
a (Å) b (Å) c (Å) Volume (Å3)
4 HORAS 77 139 8890(9) 4102(1) 11502(1) 41949(6)
7 HORAS 70 137 8891(3) 4106(1) 11500(1) 41986(9)
10 HORAS 71 131 8888(1) 4104(8) 11495(1) 41939(5)
13 HORAS 65 124 8893(5) 4104(3) 11507(1) 42003(2)
16 HORAS 64 124 8888(7) 4102(9) 11499(9) 41940(1)
19 HORAS 63 123 8894(1) 4105(1) 11506(5) 42012(3)
48
Figura 28 Fraccedilatildeo das fases de Ni Bi e Bi3Ni em funccedilatildeo do tempo de moagem
Utilizando-se a equaccedilatildeo 7 com os dados obtidos no refinamento pelo MR calculou-se
o tamanho meacutedio dos cristalitos de Bi3Ni em funccedilatildeo do tempo de moagem Na Figura 29
apresenta-se em forma de um graacutefico os valores obtidos Observamos que entre a quarta e a
seacutetima hora haacute um aumento aproximado de 14 no tamanho meacutedio do cristalito pode-se
atribuir esse aumento a uma possiacutevel deformaccedilatildeo plaacutestica da amostra acarretando num
acreacutescimo da aacuterea de superfiacutecie o que aumentaria progressivamente a probabilidade de
soldagem a frio dessas partiacuteculas gerando assim um aumento do tamanho meacutedio do cristalito
Entre a seacutetima e a deacutecima hora de moagem ocorre uma reduccedilatildeo de 26 no tamanho do
cristalito maior valor percentual obtido entre intervalos de moagem Entre a deacutecima sexta e a
deacutecima nona hora haacute uma estabilizaccedilatildeo no processo de reduccedilatildeo do tamanho de cristalito
Obtivemos no final do processo uma reduccedilatildeo total de aproximadamente 59 o que representa
um tamanho meacutedio de cristalito na ordem de 2653 nm
Plota-se na Figura 29 um graacutefico com tamanho meacutedio de cristalito do composto Bi3Ni
em funccedilatildeo do tempo de moagem
0 5 10 15 20
0
20
40
60
80
100
Fra
ccedilao d
e fases (
)
Tempo de moagem ( horas)
Bi
Bi3Ni
Ni
49
Figura 29 Tamanho meacutedio de cristalito de Bi3Ni em funccedilatildeo do tempo de moagem
Natildeo houve formaccedilatildeo de novas fases ou aparentemente quaisquer outras alteraccedilotildees
significativas apoacutes a deacutecima terceira hora de moagem Os uacutenicos efeitos com a continuaccedilatildeo da
moagem foram a melhora da cristalizaccedilatildeo da fase de interesse e o aumento de intensidade do
perfil referente a fase amorfa Poreacutem o processo de moagem totalizou 19 horas a finalidade
deste intervalo apoacutes a estabilizaccedilatildeo de formaccedilatildeo da fase pretendida foi verificar a possibilidade
de oxidaccedilatildeo da amostra que ficou exposta ao ambiente durante a execuccedilatildeo do DRX
Observa-se nos difratogramas da Figura 24 a formaccedilatildeo de uma acentuada elevaccedilatildeo na
linha de base entre a faixa de 2θ que vai de aproximadamente 26deg a 36deg A forma ou perfil
dessa elevaccedilatildeo eacute um forte indicio do aparecimento de uma fase amorfa Para alcanccedilar bom
acordo nos refinamentos Rietveld foram necessaacuterios 20 termos na funccedilatildeo polinomial de
Chebyshev para descrever estas linhas de base (background)
Analisando-se portanto os difratogramas referentes agraves etapas de 10 13 16 e 19 horas
eacute possiacutevel identificar o crescimento dessa fase amorfa conforme mostramos na Figura 30
4 6 8 10 12 14 16 18 20
25
30
35
40
45
50
55
Ta
ma
nh
o m
eacuted
io d
e c
rista
lito
(n
m)
Tempo de moagem (horas)
50
Estas curvas satildeo particularmente interessantes uma vez que podemos avaliar as
distacircncias R entre os primeiros vizinhos da fase desordenada aplicando a equaccedilatildeo de Ehrenfest
que pode ser expressa como [56]
2Rsen(θ) = 123λ (14)
O maacuteximo destas curvas correspondem a 2θ ~29o o que nos leva a distacircncias aproximada
de 38 Aring Esta distacircncia natildeo fere nenhum viacutenculo de distancias entre os atamos para
Ni-Ni~248 Aring Ni-Bi~ 278 Aring Bi-Bi~308 Aring Bi-O~214 Aring
Figura 30 Comparaccedilatildeo das funccedilotildees de background para a amostra moiacuteda por 10 13 16 e 19 horas
Com objetivo de avaliar com mais detalhes a estrutura nanocristalina e amorfa
realizamos medidas de difraccedilatildeo com configuraccedilotildees que produzissem uma maior qualidade nos
dados obtidos utilizamos uma cacircmara com baixo vaacutecuo e aumentamos o tempo de aquisiccedilatildeo
dos dados
A Figura 31 mostra o padratildeo obtido para a amostra final moiacuteda por 19 horas
Destacamos a evidente fase amorfa que se forma
10 20 30 40 50 60 70 80
19 horas
16 horas
13 horas
10 horas
Inte
nsid
ade (
u a)
2 (graus)
51
Figura 31 Formaccedilatildeo da fase amorfa na amostra de Bi3Ni apoacutes 19 horas de moagem
Comparando o padratildeo de DRX obtido para amostra moiacuteda por 19 horas com o
difratograma padratildeo de Bi3Ni (cartatildeo nuacutemero 391336 do ICSD) pode-se constatar a
equivalecircncia dos picos conforme apresentada Figura 32
Com os difratogramas de maior resoluccedilatildeo verificamos a presenccedila embora em uma
pequena fraccedilatildeo de Bi (ICSD no 64703) Assim como uma ligeira sugestatildeo da existecircncia de
Bi2O3 (ICSD no 41764) vislumbra-se essa fase em virtude da possiacutevel oxidaccedilatildeo da amostra
devido as sucessivas aberturas do jarro de moagem para realizaccedilatildeo do DRX entretanto
diferentemente do que se percebe para o bismuto natildeo haacute nenhum pico referente ao oxido de
bismuto
Na posiccedilatildeo de 2θ~27o existe um pico caracteriacutestico do Bi2O3 entretanto mesmo com a
melhor resoluccedilatildeo do DRX natildeo eacute possiacutevel distinguir claramente a fase do oxido de bismuto
assim durante o processo de refinamento pelo MR natildeo foi adicionada a fase relativa ao oxido
O refinamento pelo meacutetodo de Rietveld referente a amostra moiacuteda por 19h encontra-se
na Figura 33 percebe-se a boa concordacircncia obtida para a fase de interesse Bi3Ni e a fase
20 30 40 50 60 70 80
Bi
Inte
nsid
ade (
u a)
2 (graus)
Bi
20 25 30 35 40 45
52
amorfa O asterisco indicando o pico principal do Bi salienta que essa fase por contribuir
modestamente em um difratograma tatildeo complexo natildeo eacute bem ajustada
Figura 32 Difratograma da amostra moiacuteda 19h em conjunto com os CIFs de o Bi3Ni Bi e Bi2O3
Figura 33 Difratograma da amostra moiacuteda 19h e refinada por meacutetodo de Rietveld partindo dos CIFs
do Bi3Ni Bi
20 30 40 50 60 70 80
19 horas
Bi3Ni
Bi
Bi2O
3
In
tensid
ade (
u a)
2 (graus)
25 30 35 40
20 30 40 50 60 70 80
Experimental (19h)
Calculado
Residual
Inte
nsid
ade (
u a)
2 (graus)
20 25 30 35 40 45 50
53
Os trabalhos cientiacuteficos que versam sobre a produccedilatildeo e a caracterizaccedilatildeo do composto
Bi3Ni descrevem que a siacutentese pode ser realizada por vaacuterios mecanismos normalmente as
metodologias mais usadas para obtenccedilatildeo envolvem os processos em meio quiacutemico a
eletrodeposiccedilatildeo e a solidificaccedilatildeo raacutepida Em alguns casos utilizou-se longos processos teacutermicos
que envolvem a permanecircncia da amostra num forno de resistecircncia a 1100 degC durante 3 dias
[13] ou processos de sinterizaccedilatildeo com recozimento a vaacutecuo a temperatura de 1000 degC por 24
horas [15] Relata-se tambeacutem que conforme ocorreu neste trabalho algumas amostras
apresentam pequenos traccedilos de Bi em sua composiccedilatildeo final [13]
Dessa forma o primeiro desafio desse trabalho foi produzir uma fase uacutenica de Bi3Ni por
meio da moagem mecacircnica entretanto verificou-se no resultado obtido no DRX e no
refinamento pelo MR que a fase de Bi3Ni embora apresente uma fraccedilatildeo de 999 ainda possui
leves traccedilos do pico mais intenso de bismuto (indicado por um asterisco na Figura 33) Uma
proposta futura seria portanto acrescentar uma pequena quantidade de Ni para interagir com
esse Bi remanescente
42 Medidas de DRX in situ
Com o objetivo de estudar a estabilidade teacutermica e acompanhar a evoluccedilatildeo estrutural da
amostra em funccedilatildeo da temperatura foram realizadas medidas de DRX in situ conforme
descrito nos procedimentos experimentais A Figura 34 apresenta os quatro difratogramas
obtidos
A temperatura de 25 oC observa-se uma fase uacutenica do composto Bi3Ni (com jaacute
mencionado anteriormente a amostra possui uma leve indicaccedilatildeo da presenccedila de bismuto) que
possui estrutura ortorrocircmbica e grupo espacial Pnma eacute a mesma apresentada na Figura 32
A medida que aumentamos a temperatura conforme descrito na seccedilatildeo 3 Figura 21
inicia-se uma transformaccedilatildeo do composto inicial para o crescimento da fase tetragonal de Bi2O3
(ICSD no 41764) e da fase precursora de Bi Essa alteraccedilatildeo na composiccedilatildeo da amostra ocorre
em virtude da degradaccedilatildeo da fase Bi3Ni que conforme eleva-se a temperatura tem sua fraccedilatildeo
diminuiacuteda conforme verifica-se na Figura 36 Embora as medidas in situ terem sido feitas em
baixo vaacutecuo natildeo foi impedido o crescimento do Bi2O3
54
Na Figura 34 encontram-se plotados os DRX referentes as medidas realizadas em 25o
250o 300o e 350 oC as curvas foram deslocadas verticalmente para melhor comparaccedilatildeo
Figura 34 Padratildeo observado nos DRX da amostra submetida a aquecimento
A temperatura de 250 oC temos a ocorrecircncia de trecircs fases Bi3Ni Bi2O3 e Bi
O refinamento estrutural pelo meacutetodo de Rietveld estaacute mostrado na Figura 35 Mesmo tratando-
se de uma amostra com um elevado nuacutemeros de pico aleacutem da presenccedila de uma fase amorfa o
acordo entre o experimental e o calculado eacute notaacutevel Os valores dos iacutendices de avaliaccedilatildeo da
qualidade do refinamento referentes as quatro medidas realizadas encontram-se na tabela 5
20 30 40 50 60 70 80
350 0C
300 0C
250 0C
Inte
nsid
ade (
ua
)
2 (graus)
25 0C
55
Figura 35 Padratildeo obtidos no refinamento pelo MR para amostra aquecida a 250 0C
Tabela 5 Valores de Chi2 e de Rwp obtidos nos refinamentos realizados durante o processo de
aquecimento
A temperatura de 300 oC comeccedila a formaccedilatildeo da uma nova fase cubica de grupo espacial
I23 o Bi12NiO19 em detrimento da diminuiccedilatildeo da fase de Bi3Ni Aleacutem do aumento da fraccedilatildeo
da fase de Bi2O3
Temperatura de realizaccedilatildeo da medida Rwp 1205362
25 0C 69 23
250 0C 83 18
300 0C 98 26
350 0C 99 25
10 20 30 40 50 60 70 80
Inte
nsid
ade (
ua
)
2 (graus)
Experimental
Calculado
Residual
250 0C
25 30 35 40
56
O uacuteltimo DRX foi realizado a 350 oC a principal alteraccedilatildeo dessa medida refere-se ao
fato da inexistecircncia de picos referentes agrave fase Bi3Ni A fase majoritaacuteria torna-se agora a fase
referente ao Bi e a fase Bi12NiO19 (indexado na base de dados PDF2 mas natildeo na base de dados
ICSD) permanece estaacutevel isto eacute sem alteraccedilotildees significativas em sua fraccedilatildeo O fato de estarem
presentes picos referentes ao Bi mesmo apoacutes termos ultrapassado a temperatura de fusatildeo pode
ser explicado levando-se em consideraccedilatildeo a baixa condutividade teacutermica do bismuto aliado ao
excesso de defeitos produzidos na moagem assim natildeo obteve-se a fusatildeo do elemento
Utilizamos os dados obtidos nos refinamentos para plotar o graacutefico exposto na Figura
36 onde eacute possiacutevel observar a fraccedilatildeo de cada fase em funccedilatildeo da temperatura de execuccedilatildeo do
DRX Percebe-se a raacutepida decomposiccedilatildeo da fase de Bi3Ni que entre 250 oC e 350 oC apresenta
uma reduccedilatildeo percentual de aproximadamente 88 concomitantemente ao crescimento
percentual da fase de Bi
Figura 36 Fraccedilotildees de fase em funccedilatildeo da temperatura de realizaccedilatildeo do DRX in situ
O DRX realizado na amostra a 350 oC eacute mostrado na Figura 37 em conjunto aos CIFs
das fases constituintes Para a fase Bi12NiO19 natildeo foi encontrado o CIF no banco de dados do
Inorganic Crystal Structure Database (ICSD) Para refinar utilizando o meacutetodo de Rietveld
partimos do protoacutetipo estrutural de Bi26-x Mx O40-y (M = Mg Al Co Ni) O CIF desta fase
25 75 125 175 225 275 325 375
0
20
40
60
80
100
Fra
ccedilao d
e F
ases (
)
Temperatura (0C)
Bi3Ni
Bi2O
3
Bi
Bi12
NiO19
57
resultante estaacute mostrado em vermelho na Figura 37 e uma representaccedilatildeo da ceacutelula unitaacuteria na
Figura 38 os aacutetomos de oxigecircnio estatildeo representados na cor vermelha e o niacutequel em verde
Figura 37 Padratildeo observado no DRX da amostra em 350 oC em comparaccedilatildeo com o CIF das fases
constituintes
Figura 38 Projeccedilatildeo do eixo a e em perspectiva do Bi12NiO19
10 20 30 40 50 60 70 80
Inte
nsid
ade (
ua
)
2(graus)
350 graus
Bi2O
3
Bi
Bi12
NiO19
20 25 30 35 40 45 50 55
58
O refinamento estrutural utilizando estas fases estaacute mostrado na Figura 39 e os valores
referentes aos paracircmetros de rede obtidos para o refinamento da fase Bi12NiO19 constam na
tabela 6
Figura 39 Padratildeo obtidos no refinamento pelo MR para amostra aquecida a 350 0C
Tabela 6 Paracircmetros da ceacutelula unitaacuteria da estrutura Bi12NiO19
A Figura 40 conteacutem as fotografias retiradas do forno do difratocircmetro antes e apoacutes a
realizaccedilatildeo da medida Eacute possiacutevel verificar que a amostra devido a dilataccedilatildeo volumeacutetrica e a
fusatildeo do bismuto transborda o porta amostra
Paracircmetros de Rede a = b=c=10258(8) Aring
Acircngulos α = β = γ = 900
Volume da ceacutelula 107966(2) Aring3
Grupo de simetria Cuacutebico
Grupo espacial I23
10 20 30 40 50 60 70 80
Inte
nsid
ade (
ua
)
2 (graus)
Calculado
Experimental
Residual
350 0C
20 25 30 35 40 45
59
Figura 40 Fotografia do forno do DRX antes a apoacutes a realizaccedilatildeo das medidas
43 Calorimetria Diferencial de Varredura (DSC)
Com a finalidade de estudar e melhor entender a evoluccedilatildeo estrutural da amostra
observada nas medidas in situ realizou-se medidas DSC conforme descrito nos procedimentos
experimentais a temperatura final foi de 550 oC
Na Figura 41 mostramos as medidas DSC feitas em diferentes taxas de aquecimento
realizadas na amostra moiacuteda por 19 horas Em todas as 4 medidas vemos comportamentos
exoteacutermicos e endoteacutermicos Os picos endoteacutermicos ocorreram a uma temperatura aproximada
de 270 0C temperatura essa equivalente ao ponto de fusatildeo do bismuto e foram atribuiacutedos a
fusatildeo do Bi ocorrida em duas etapas
Comparando-se os resultados obtidos nas medidas in situ onde observamos a nucleaccedilatildeo
de uma nova fase a partir da temperatura de 250 oC com os resultados obtidos no DSC podemos
concluir que o pico exoteacutermico presente no termograma corresponde agrave nucleaccedilatildeo da fase de
Bi2O3
Com a finalidade de calcular a energia de ativaccedilatildeo (Ea) necessaacuteria para promover essa
nucleaccedilatildeo aplicamos a metodologia proposta por Kissinger [2] Conforme indicado na Figura
41 as 4 medidas foram feitas com taxas de aquecimento de 25 5 10 e 20 oCmin
60
A Figura 42 mostra em detalhes a Figura 41 onde vemos os valores das temperaturas
de pico de cristalizaccedilatildeo (Tc) e as referidas taxas de aquecimento (120591) Como era esperado a
medida que a taxa de aquecimento aumenta a temperatura de pico tambem aumenta
Figura 41 Termograma DSC plotados em conjunto para os diferentes fluxos de calor
Figura 42 Espectros DSC com as temperaturas de pico e suas respectivas taxas de aquecimento
100 150 200 250 300 350 400 450 500 550
250Cmin
50Cmin
100Cmin
fluxo d
e c
alo
r (u
a)
Temperatura (0C)
200Cmin
exo
230 235 240 245 250 255 260 265 270 275 280 285
250Cmin
50Cmin
100Cmin
fluxo d
e c
alo
r (u
a )
Temperatura (0C)
242 0C
252 0C
266 0C
278 0C
200Cmin
exo
61
Com os dados fornecidos na Figura 42 pode-se calcular a energia de ativaccedilatildeo referente
a nucleaccedilatildeo da fase de Bi2O3 Plotando-se um graacutefico linear de ln(120591
1198791198882) versus
1
119879119888 onde o
coeficiente angular eacute (minus119864119886
119877) obteacutem-se a energia de ativaccedilatildeo A Figura 43 apresenta a
linearizaccedilatildeo da equaccedilatildeo 16 de onde se obteacutem a energia de ativaccedilatildeo do processo de nucleaccedilatildeo
do Bi2O3
Figura 43 Graacutefico linear do ln(120591
1198791198882) versus
1
119879119888
Logo considerando as relaccedilotildees anteriormente definidas eacute possiacutevel calcular a energia de
ativaccedilatildeo uma vez que m = (minus119864119886
119877) e R = 831 jmol K Desse modo a energia de ativaccedilatildeo
necessaacuteria para promover a nucleaccedilatildeo da fase Bi2O3 eacute de 12465 kJmol
A metodologia proposta permitiria tambeacutem calcular a energia de ativaccedilatildeo necessaacuteria
para cristalizar a fase amorfa as medidas de DSC foram planejadas ateacute a temperatura de
550 oC devido a limitaccedilotildees do equipamento poreacutem como fica evidente na Figura 41 natildeo se
observa nenhum pico exoteacutermico apoacutes os 350 oC que se possa estar associado a cristalizaccedilatildeo da
fase amorfa O pico exoteacutermico existente como jaacute mencionado ocorreu a uma temperatura que
variou de 242 0C agrave 278 0C e refere-se agrave nucleaccedilatildeo de fase
182 184 186 188 190 192 194
-115
-110
-105
-100
-95
ln (
T2 c)
1Tc (10
-3 k
-1)
62
44 Tratamento teacutermico
Apoacutes a realizaccedilatildeo das medidas de DRX in situ e das medidas de DSC a fase amorfa
ainda se encontrava presente assim foi realizado um tratamento teacutermico com a finalidade de
promover a cristalizaccedilatildeo da fase amorfa presente
O tratamento teacutermico foi realizado a uma taxa constante de 10 0Cmim ateacute a temperatura
de 800 0C com a atmosfera protegida por gaacutes argocircnio Na Figura 44 apresenta-se o difratograma
da amostra realizado apoacutes o do tratamento teacutermico vemos no detalhe que a acentuada elevaccedilatildeo
na linha de base entre a faixa de 2θ que vai de aproximadamente 26deg agrave 36deg e que corresponde
a fase amorfa desapareceu completamente
Figura 44 Difratograma da amostra apoacutes tratamento teacutermico
Para a amostra tratada termicamente foram identificadas trecircs fases similar ao observado
nas medias in situ a 350 oC foram identificadas a fase cuacutebica Bi12NiO19 a fase tetragonal de
Bi2O3 (ICSD no 41764) e a fase romboeacutedrica de Bismuto (ICSD no 64703) Na Figura 45
apresentamos o padratildeo observado plotado juntamente com o CIF das 3 fases identificadas
10 20 30 40 50 60 70 80
Inte
nsid
ad
e (
ua
)
2 (graus)
Pos Tratamento Teacutermico
20 25 30 35 40 45 50 55 60
63
Figura 45 Difratograma da amostra apoacutes tratamento teacutermico em conjunto com os CIFs de Bi Bi2O3 e
Bi12NiO19
Pode-se verificar no padratildeo do difratograma da Figura 45 que pelo formato da linha de
base obtida ocorreu a cristalizaccedilatildeo da fase amorfa e as fases identificadas correspondem aos
picos presentes no DRX da amostra
O refinamento realizado pelo MR confirmou a identificaccedilatildeo das fases contidas na
amostra no sentido da exata correspondecircncia entre os picos obtidos nos padrotildees calculados e
observados As fraccedilotildees das fases da amostra que sofreu tratamento teacutermico em comparaccedilatildeo com
as fraccedilotildees obtidas no DRX in situ estatildeo apresentados na tabela 7
Tabela 7 Fraccedilotildees das fases apoacutes tratamento teacutermico e DRX in situ a 350 oC
Fraccedilatildeo das fases Tratamento Teacutermico DRX in situ a 350 oC
Bi12NiO19 90 137
Bi2O3 89 20
Bi 11 663
10 20 30 40 50 60 70 80
Inte
nsid
ade (
ua
)
2 (graus)
Observado
Bi
Bi2O
3
Bi12
NiO19
25 30 35 40 45 50 55
64
O aumento da temperatura propicia a nucleaccedilatildeo das fases de Bi2O3 e Bi12NiO19 em
detrimento da diminuiccedilatildeo da fase Bi3Ni
O refinamento pelo meacutetodo de Rietveld para amostra que sofreu tratamento teacutermico
apresentou uma boa concordacircncia para os perfis calculado e experimental Nesse refinamento
foi utilizado o CIF modificado de Bi12NiO19 Na Figura 46 temos o padratildeo experimental e o
calculado obtidos no refinamento pelo MR
Figura 46 Padratildeo observado e experimental refinado pelo MR para amostra tratada termicamente
Compara-se na Figura 47 os difratogramas obtidos para amostra tratada termicamente e
para o DRX in situ a temperatura de 350 oC eacute possiacutevel identificar a correspondecircncia entre os
picos entretanto eacute notaacutevel a diferenccedila na linha de base do difratograma referente ao DRX in
situ contra o DRX da amostra submetida a tratamento teacutermico Pode-se concluir que para
ocorrer a cristalizaccedilatildeo da fase amorfa eacute necessaacuterio que a temperatura do tratamento teacutermico seja
superior a 550 0C
10 20 30 40 50 60 70 80
Inte
nsid
ade (
ua
)
2 (graus)
Calculado
Experimental
Residual
Pos Tratamento Teacutermico
65
Outro fenocircmeno perceptiacutevel eacute o deslocamento em 2θ da posiccedilatildeo dos picos O
difratograma da amostra que foi ao forno do DRX tem a posiccedilatildeo dos seus picos deslocados para
direita em comparaccedilatildeo ao observado no CIF do Bi12NiO19 e no DRX da amostra que passou
por tratamento teacutermico Podemos associar esse deslocamento a contraccedilatildeo do volume da ceacutelula
unitaacuteria Considerando o valor padratildeo do volume do composto Bi12NiO19 constante na tabela
5 ocorreu uma reduccedilatildeo de volume de aproximadamente 155 para amostra tratada
termicamente e uma variaccedilatildeo positiva de 005 para amostra do DRX in situ Na Figura 47
plotamos juntos os difratogramas da amostra tratada termicamente da amostra que realizou a
medida in situ a 350 0C e o CIF do Bi12NiO19
Figura 47 Difratogramas das amostras apoacutes tratamento teacutermico e DRX in situ em conjunto com o
CIF do Bi12NiO19
O tratamento teacutermico realizado produziu o resultado esperado cristalizando a fase
amorfa As fases presentes na amostra apoacutes a realizaccedilatildeo do tratamento estatildeo em conformidade
agraves encontradas nas medidas de DRX in situ
20 30 40 50 60 70 80
Bi
Inte
nsid
ade (
u a)
2 (graus)
Bi
20 25 30 35 40 45
66
5 CONCLUSAtildeO
A sintetizaccedilatildeo do composto nanoestruturado de Bi3Ni foi realizado de modo eficiente
apoacutes 13 horas de moagem mecacircnica
As medidas de difraccedilatildeo de Raio X possibilitaram acompanhar a evoluccedilatildeo estrutural e a
nucleaccedilatildeo da fase de Bi3Ni O refinamento realizado pelo Meacutetodo de Rietveld proporcionou a
quantificaccedilatildeo dos paracircmetros cristalograacuteficos tais como paracircmetros de rede volume da ceacutelula
unitaacuteria fraccedilatildeo das fases presentes e tamanho de cristalito Os fatores de qualidade e
convergecircncia alcanccedilaram valores satisfatoacuterios correspondendo a exata simulaccedilatildeo do padratildeo
observado
A anaacutelise teacutermica realizada por meio das medidas de DRX in situ permitiu o estudo da
estabilidade teacutermica e o acompanhamento da evoluccedilatildeo estrutural da amostra em funccedilatildeo da
temperatura Foi possiacutevel identificar duas novas fases presentes o Bi2O3 e Bi12NiO19 nucleadas
agraves custas da fase de Bi3Ni Na temperatura de 350 oC a amostra eacute composta das fases Bi12NiO19
Bi2O3 e Bi
As medidas de DSC realizadas ateacute a temperatura de 550 oC e com quatro diferentes
taxas de aquecimento foram utilizadas para se calcular com o uso da equaccedilatildeo de Kissinger a
energia de ativaccedilatildeo (Ea) necessaacuteria para promover a nucleaccedilatildeo do composto Bi12NiO19 que eacute de
12465 kJmol
O tratamento teacutermico no forno ateacute 800 oC promoveu o relaxamento dos defeitos e
tensotildees causadas durante a moagem mecacircnica e a cristalizaccedilatildeo da fase amorfa natildeo sendo mais
possiacutevel identificar no DRX realizado o perfil referente a essa fase Identificou-se novamente a
fase Bi12NiO19 aleacutem da ocorrecircncia das fases de Bi2O3 e Bi jaacute identificadas nas medidas de
DRX in situ confirmando a consistecircncia dos resultados obtidos por dois ensaios diferentes
Pocircde-se verificar o mesmo fenocircmeno em todos os ensaios que envolveram o
aquecimento da amostra Ao aquecer-se o Bi3Ni ocorre um processo de oxidaccedilatildeo que resulta
na formaccedilatildeo da fase de Bi2O3 e a fase de Bi12NiO19 todas associadas ao consumo de Bi da fase
Bi3Ni
Para realizaccedilatildeo de estudos futuros com o intuito de se obter a fase uacutenica de Bi3Ni
pode-se alterar ligeiramente as massas dos produtos com a adiccedilatildeo de um pouco de niacutequel
67
Pode-se melhorar o controle das condiccedilotildees de realizaccedilatildeo dos tratamentos teacutermicos com o
intuito de se evitar a oxidaccedilatildeo A realizaccedilatildeo de medidas de DSC ateacute a temperatura de 800 0C
poderaacute revelar picos exoteacutermicos e propiciar condiccedilotildees para se calcular a energia necessaacuteria
para promover a cristalizaccedilatildeo da fase amorfa
68
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43
Figura 22 Forno utilizado para realizar o tratamento teacutermico
36 Calorimetria Diferencial de Varredura (DSC)
As medidas de DSC foram realizadas na amostra moiacuteda por 19 horas em uma ceacutelula
Netzsch modelo DSC 3500 Sirius pertencente ao Laboratoacuterio de Termo ciecircncias da UFAM
Para realizaccedilatildeo das medidas utilizou-se um fluxo de proteccedilatildeo de N2 a 50 mlmin com
temperatura inicial de 25 oC e temperatura final de 550 oC
Foram realizadas quatro medidas com as taxas de transferecircncia de calor de 25 oCmin
5 oCmin 10 oCmin e 20 oCmin Foram utilizados cadinhos (porta amostra) de alumiacutenio e a
massa meacutedia de 22 mg de amostra foi utilizada nos quatro experimentos
Na Figura 23 eacute mostrada a ceacutelula Netzsch modelo DSC 3500 Sirius onde foram
realizadas as medidas e os cadinhos sendo dois fechados e um com a amostra visiacutevel
Figura 23 Equipamento utilizado para realizar o DSC
44
4 RESULTADOS E DISCUSSOtildeES
41 Evoluccedilatildeo estrutural
A Figura 24 mostra a evoluccedilatildeo estrutural durante o processo de siacutentese conforme
descrito nos procedimentos experimentais Qualitativamente podemos ver nesta figura uma
modificaccedilatildeo gradativa dos padrotildees de difraccedilatildeo O pico mais intenso da amostra moiacuteda por 1
hora corresponde ao plano (1 0 -2) do Bi precursor
Acompanhando o comportamento deste plano em especiacutefico constata-se que entre a
primeira e a quarta hora o mesmo sofre apenas uma ligeira diminuiccedilatildeo Concomitantemente
com este decreacutescimo emergem pequenos novos picos em 2θ aproximadamente entre 28 e 35o
Com 7 horas de moagem os novos picos satildeo evidentes e foram identificados junto agrave base de
dados do ICSD como a estrutura desejada Bi3Ni grupo espacial Pnma (cartatildeo nuacutemero 391336)
Em 13 horas de moagem o pico do Bi atinge seu miacutenimo e segue estaacutevel ateacute 19 h de moagem
Dada a observaccedilatildeo da estabilizaccedilatildeo estrutural o processo foi interrompido Uma anaacutelise mais
detalhada dos difratogramas seraacute mostrada e discutida na sequecircncia
Figura 24 Padratildeo de difraccedilatildeo observado para amostra e Bi3Ni durante todo intervalo de moagem
10 20 30 40 50 60 70 80
19h
16h
1h
10h
1h
7h
4h
2(graus)
1h
13h
Inte
nsid
ade (
ua
)
45
Na Figura 25 mostramos a indexaccedilatildeo das fases na primeira hora de moagem onde foi
verificada o iniacutecio da nucleaccedilatildeo do Bi3Ni Tambeacutem eacute possiacutevel observar os picos do elemento
precursor minoritaacuterio no caso o Niacutequel (cartatildeo ICSD 64703)
Figura 25 Difratograma obtido apoacutes a primeira hora de moagem
Seguindo o processo de moagem conforme descrito nos procedimentos experimentais
a amostra foi moiacuteda por mais 3 horas totalizando 4 horas de moagem os difratogramas obtidos
satildeo apresentados nas Figuras 26 e 27 Nesta etapa jaacute natildeo eacute mais possiacutevel identificar a presenccedila
dos picos referentes ao niacutequel dessa forma somente satildeo observados os picos do bismuto e do
Bi3Ni Poreacutem como verificamos na Figura 24 a nucleaccedilatildeo da liga Bi3Ni continua ocorrendo
sistematicamente
Na Figura 26 mostramos uma comparaccedilatildeo do difratograma padratildeo de Bi3Ni (cartatildeo
nuacutemero 391336 do ICSD) com o difratograma da amostra moiacuteda por 4 horas plotados em
conjunto para destacar a nucleaccedilatildeo da fase de Bi3Ni
Na Figura 27 apresenta-se o resultado do refinamento pelo meacutetodo de Rietveld para as
4 horas de moagem Eacute possiacutevel verificar um bom acordo entre o padratildeo de DRX da amostra e
o padratildeo refinado por MR Os fatores de qualidade podem ser verificados na tabela 4 Neste
refinamento obtivemos uma fraccedilatildeo de fase equivalente a 67 de Bi e 33 de Bi3Ni
46
Figura 26 Difratograma da amostra moiacuteda durante 4 horas (curva com ruiacutedo) e o padratildeo idealizado
do Bi3Ni calculado a partir do arquivo CIF (cartatildeo ICSD no 391336)
Figura 27 Padratildeo observado no DRX (4horas) calculado e residual obtidos no refinamento pelo MR
10 20 30 40 50 60 70 80
23 24 25 26 27 28 29 30 31 32 33
Inte
nsid
ade (
ua
)
2(graus)
4 horas
CIF Bi3Ni
10 20 30 40 50 60 70 80
Experimental
Calculado
Residual
Inte
nsid
ade (
u a)
2 (graus)
4 horas
25 30 35 40 45
47
Em todas as etapas do processo de moagem foram obtidos refinamentos com iacutendices de
qualidade muito semelhantes Natildeo houve alteraccedilatildeo nos acircngulos da ceacutelula unitaacuteria do composto
de Bi3Ni que permanecerem com α= β= λ = 90o Os valores obtidos para os iacutendices de avaliaccedilatildeo
da qualidade e os paracircmetros de rede encontram-se na tabela 4
Tabela 4 Valores de Rwp e 1205362 obtidos nos refinamentos realizados durante o processo de moagem
mecacircnica para o Bi3Ni
Com os resultados obtidos nos refinamentos determinou-se as contribuiccedilotildees em
porcentagem de cada fase em funccedilatildeo do tempo de moagem Verifica-se que apoacutes a primeira
hora de moagem natildeo se identifica no difratograma a presenccedila de Ni entretanto a fase de Bi3Ni
continua nucleando indicando que ainda existe niacutequel disponiacutevel para a formaccedilatildeo desta fase
Pode-se conceber algumas hipoacuteteses para este fato A primeira refere-se agrave sensibilidade do
equipamento de DRX que natildeo identifica precisamente elementos com fraccedilatildeo de fase menor
que 10 Outa hipoacutetese provaacutevel pode ser atribuiacutea a uma adesatildeo do niacutequel nas paredes do jarro
de moagem ou nas esferas de accedilo tendo em vista sua ductilidade
Na Figura 28 foi plotado a fraccedilatildeo de cada uma das fases presentes no processo de
moagem em funccedilatildeo do tempo Fica evidente que apoacutes a primeira hora a fraccedilatildeo de fase do niacutequel
eacute zero mas continua ocorrendo a nucleaccedilatildeo do Bi3Ni que estabiliza em 13 horas
TEMPO DE MOAGEM RWP 1205362 PARAcircMETROS DE REDE DO BI3NI
a (Å) b (Å) c (Å) Volume (Å3)
4 HORAS 77 139 8890(9) 4102(1) 11502(1) 41949(6)
7 HORAS 70 137 8891(3) 4106(1) 11500(1) 41986(9)
10 HORAS 71 131 8888(1) 4104(8) 11495(1) 41939(5)
13 HORAS 65 124 8893(5) 4104(3) 11507(1) 42003(2)
16 HORAS 64 124 8888(7) 4102(9) 11499(9) 41940(1)
19 HORAS 63 123 8894(1) 4105(1) 11506(5) 42012(3)
48
Figura 28 Fraccedilatildeo das fases de Ni Bi e Bi3Ni em funccedilatildeo do tempo de moagem
Utilizando-se a equaccedilatildeo 7 com os dados obtidos no refinamento pelo MR calculou-se
o tamanho meacutedio dos cristalitos de Bi3Ni em funccedilatildeo do tempo de moagem Na Figura 29
apresenta-se em forma de um graacutefico os valores obtidos Observamos que entre a quarta e a
seacutetima hora haacute um aumento aproximado de 14 no tamanho meacutedio do cristalito pode-se
atribuir esse aumento a uma possiacutevel deformaccedilatildeo plaacutestica da amostra acarretando num
acreacutescimo da aacuterea de superfiacutecie o que aumentaria progressivamente a probabilidade de
soldagem a frio dessas partiacuteculas gerando assim um aumento do tamanho meacutedio do cristalito
Entre a seacutetima e a deacutecima hora de moagem ocorre uma reduccedilatildeo de 26 no tamanho do
cristalito maior valor percentual obtido entre intervalos de moagem Entre a deacutecima sexta e a
deacutecima nona hora haacute uma estabilizaccedilatildeo no processo de reduccedilatildeo do tamanho de cristalito
Obtivemos no final do processo uma reduccedilatildeo total de aproximadamente 59 o que representa
um tamanho meacutedio de cristalito na ordem de 2653 nm
Plota-se na Figura 29 um graacutefico com tamanho meacutedio de cristalito do composto Bi3Ni
em funccedilatildeo do tempo de moagem
0 5 10 15 20
0
20
40
60
80
100
Fra
ccedilao d
e fases (
)
Tempo de moagem ( horas)
Bi
Bi3Ni
Ni
49
Figura 29 Tamanho meacutedio de cristalito de Bi3Ni em funccedilatildeo do tempo de moagem
Natildeo houve formaccedilatildeo de novas fases ou aparentemente quaisquer outras alteraccedilotildees
significativas apoacutes a deacutecima terceira hora de moagem Os uacutenicos efeitos com a continuaccedilatildeo da
moagem foram a melhora da cristalizaccedilatildeo da fase de interesse e o aumento de intensidade do
perfil referente a fase amorfa Poreacutem o processo de moagem totalizou 19 horas a finalidade
deste intervalo apoacutes a estabilizaccedilatildeo de formaccedilatildeo da fase pretendida foi verificar a possibilidade
de oxidaccedilatildeo da amostra que ficou exposta ao ambiente durante a execuccedilatildeo do DRX
Observa-se nos difratogramas da Figura 24 a formaccedilatildeo de uma acentuada elevaccedilatildeo na
linha de base entre a faixa de 2θ que vai de aproximadamente 26deg a 36deg A forma ou perfil
dessa elevaccedilatildeo eacute um forte indicio do aparecimento de uma fase amorfa Para alcanccedilar bom
acordo nos refinamentos Rietveld foram necessaacuterios 20 termos na funccedilatildeo polinomial de
Chebyshev para descrever estas linhas de base (background)
Analisando-se portanto os difratogramas referentes agraves etapas de 10 13 16 e 19 horas
eacute possiacutevel identificar o crescimento dessa fase amorfa conforme mostramos na Figura 30
4 6 8 10 12 14 16 18 20
25
30
35
40
45
50
55
Ta
ma
nh
o m
eacuted
io d
e c
rista
lito
(n
m)
Tempo de moagem (horas)
50
Estas curvas satildeo particularmente interessantes uma vez que podemos avaliar as
distacircncias R entre os primeiros vizinhos da fase desordenada aplicando a equaccedilatildeo de Ehrenfest
que pode ser expressa como [56]
2Rsen(θ) = 123λ (14)
O maacuteximo destas curvas correspondem a 2θ ~29o o que nos leva a distacircncias aproximada
de 38 Aring Esta distacircncia natildeo fere nenhum viacutenculo de distancias entre os atamos para
Ni-Ni~248 Aring Ni-Bi~ 278 Aring Bi-Bi~308 Aring Bi-O~214 Aring
Figura 30 Comparaccedilatildeo das funccedilotildees de background para a amostra moiacuteda por 10 13 16 e 19 horas
Com objetivo de avaliar com mais detalhes a estrutura nanocristalina e amorfa
realizamos medidas de difraccedilatildeo com configuraccedilotildees que produzissem uma maior qualidade nos
dados obtidos utilizamos uma cacircmara com baixo vaacutecuo e aumentamos o tempo de aquisiccedilatildeo
dos dados
A Figura 31 mostra o padratildeo obtido para a amostra final moiacuteda por 19 horas
Destacamos a evidente fase amorfa que se forma
10 20 30 40 50 60 70 80
19 horas
16 horas
13 horas
10 horas
Inte
nsid
ade (
u a)
2 (graus)
51
Figura 31 Formaccedilatildeo da fase amorfa na amostra de Bi3Ni apoacutes 19 horas de moagem
Comparando o padratildeo de DRX obtido para amostra moiacuteda por 19 horas com o
difratograma padratildeo de Bi3Ni (cartatildeo nuacutemero 391336 do ICSD) pode-se constatar a
equivalecircncia dos picos conforme apresentada Figura 32
Com os difratogramas de maior resoluccedilatildeo verificamos a presenccedila embora em uma
pequena fraccedilatildeo de Bi (ICSD no 64703) Assim como uma ligeira sugestatildeo da existecircncia de
Bi2O3 (ICSD no 41764) vislumbra-se essa fase em virtude da possiacutevel oxidaccedilatildeo da amostra
devido as sucessivas aberturas do jarro de moagem para realizaccedilatildeo do DRX entretanto
diferentemente do que se percebe para o bismuto natildeo haacute nenhum pico referente ao oxido de
bismuto
Na posiccedilatildeo de 2θ~27o existe um pico caracteriacutestico do Bi2O3 entretanto mesmo com a
melhor resoluccedilatildeo do DRX natildeo eacute possiacutevel distinguir claramente a fase do oxido de bismuto
assim durante o processo de refinamento pelo MR natildeo foi adicionada a fase relativa ao oxido
O refinamento pelo meacutetodo de Rietveld referente a amostra moiacuteda por 19h encontra-se
na Figura 33 percebe-se a boa concordacircncia obtida para a fase de interesse Bi3Ni e a fase
20 30 40 50 60 70 80
Bi
Inte
nsid
ade (
u a)
2 (graus)
Bi
20 25 30 35 40 45
52
amorfa O asterisco indicando o pico principal do Bi salienta que essa fase por contribuir
modestamente em um difratograma tatildeo complexo natildeo eacute bem ajustada
Figura 32 Difratograma da amostra moiacuteda 19h em conjunto com os CIFs de o Bi3Ni Bi e Bi2O3
Figura 33 Difratograma da amostra moiacuteda 19h e refinada por meacutetodo de Rietveld partindo dos CIFs
do Bi3Ni Bi
20 30 40 50 60 70 80
19 horas
Bi3Ni
Bi
Bi2O
3
In
tensid
ade (
u a)
2 (graus)
25 30 35 40
20 30 40 50 60 70 80
Experimental (19h)
Calculado
Residual
Inte
nsid
ade (
u a)
2 (graus)
20 25 30 35 40 45 50
53
Os trabalhos cientiacuteficos que versam sobre a produccedilatildeo e a caracterizaccedilatildeo do composto
Bi3Ni descrevem que a siacutentese pode ser realizada por vaacuterios mecanismos normalmente as
metodologias mais usadas para obtenccedilatildeo envolvem os processos em meio quiacutemico a
eletrodeposiccedilatildeo e a solidificaccedilatildeo raacutepida Em alguns casos utilizou-se longos processos teacutermicos
que envolvem a permanecircncia da amostra num forno de resistecircncia a 1100 degC durante 3 dias
[13] ou processos de sinterizaccedilatildeo com recozimento a vaacutecuo a temperatura de 1000 degC por 24
horas [15] Relata-se tambeacutem que conforme ocorreu neste trabalho algumas amostras
apresentam pequenos traccedilos de Bi em sua composiccedilatildeo final [13]
Dessa forma o primeiro desafio desse trabalho foi produzir uma fase uacutenica de Bi3Ni por
meio da moagem mecacircnica entretanto verificou-se no resultado obtido no DRX e no
refinamento pelo MR que a fase de Bi3Ni embora apresente uma fraccedilatildeo de 999 ainda possui
leves traccedilos do pico mais intenso de bismuto (indicado por um asterisco na Figura 33) Uma
proposta futura seria portanto acrescentar uma pequena quantidade de Ni para interagir com
esse Bi remanescente
42 Medidas de DRX in situ
Com o objetivo de estudar a estabilidade teacutermica e acompanhar a evoluccedilatildeo estrutural da
amostra em funccedilatildeo da temperatura foram realizadas medidas de DRX in situ conforme
descrito nos procedimentos experimentais A Figura 34 apresenta os quatro difratogramas
obtidos
A temperatura de 25 oC observa-se uma fase uacutenica do composto Bi3Ni (com jaacute
mencionado anteriormente a amostra possui uma leve indicaccedilatildeo da presenccedila de bismuto) que
possui estrutura ortorrocircmbica e grupo espacial Pnma eacute a mesma apresentada na Figura 32
A medida que aumentamos a temperatura conforme descrito na seccedilatildeo 3 Figura 21
inicia-se uma transformaccedilatildeo do composto inicial para o crescimento da fase tetragonal de Bi2O3
(ICSD no 41764) e da fase precursora de Bi Essa alteraccedilatildeo na composiccedilatildeo da amostra ocorre
em virtude da degradaccedilatildeo da fase Bi3Ni que conforme eleva-se a temperatura tem sua fraccedilatildeo
diminuiacuteda conforme verifica-se na Figura 36 Embora as medidas in situ terem sido feitas em
baixo vaacutecuo natildeo foi impedido o crescimento do Bi2O3
54
Na Figura 34 encontram-se plotados os DRX referentes as medidas realizadas em 25o
250o 300o e 350 oC as curvas foram deslocadas verticalmente para melhor comparaccedilatildeo
Figura 34 Padratildeo observado nos DRX da amostra submetida a aquecimento
A temperatura de 250 oC temos a ocorrecircncia de trecircs fases Bi3Ni Bi2O3 e Bi
O refinamento estrutural pelo meacutetodo de Rietveld estaacute mostrado na Figura 35 Mesmo tratando-
se de uma amostra com um elevado nuacutemeros de pico aleacutem da presenccedila de uma fase amorfa o
acordo entre o experimental e o calculado eacute notaacutevel Os valores dos iacutendices de avaliaccedilatildeo da
qualidade do refinamento referentes as quatro medidas realizadas encontram-se na tabela 5
20 30 40 50 60 70 80
350 0C
300 0C
250 0C
Inte
nsid
ade (
ua
)
2 (graus)
25 0C
55
Figura 35 Padratildeo obtidos no refinamento pelo MR para amostra aquecida a 250 0C
Tabela 5 Valores de Chi2 e de Rwp obtidos nos refinamentos realizados durante o processo de
aquecimento
A temperatura de 300 oC comeccedila a formaccedilatildeo da uma nova fase cubica de grupo espacial
I23 o Bi12NiO19 em detrimento da diminuiccedilatildeo da fase de Bi3Ni Aleacutem do aumento da fraccedilatildeo
da fase de Bi2O3
Temperatura de realizaccedilatildeo da medida Rwp 1205362
25 0C 69 23
250 0C 83 18
300 0C 98 26
350 0C 99 25
10 20 30 40 50 60 70 80
Inte
nsid
ade (
ua
)
2 (graus)
Experimental
Calculado
Residual
250 0C
25 30 35 40
56
O uacuteltimo DRX foi realizado a 350 oC a principal alteraccedilatildeo dessa medida refere-se ao
fato da inexistecircncia de picos referentes agrave fase Bi3Ni A fase majoritaacuteria torna-se agora a fase
referente ao Bi e a fase Bi12NiO19 (indexado na base de dados PDF2 mas natildeo na base de dados
ICSD) permanece estaacutevel isto eacute sem alteraccedilotildees significativas em sua fraccedilatildeo O fato de estarem
presentes picos referentes ao Bi mesmo apoacutes termos ultrapassado a temperatura de fusatildeo pode
ser explicado levando-se em consideraccedilatildeo a baixa condutividade teacutermica do bismuto aliado ao
excesso de defeitos produzidos na moagem assim natildeo obteve-se a fusatildeo do elemento
Utilizamos os dados obtidos nos refinamentos para plotar o graacutefico exposto na Figura
36 onde eacute possiacutevel observar a fraccedilatildeo de cada fase em funccedilatildeo da temperatura de execuccedilatildeo do
DRX Percebe-se a raacutepida decomposiccedilatildeo da fase de Bi3Ni que entre 250 oC e 350 oC apresenta
uma reduccedilatildeo percentual de aproximadamente 88 concomitantemente ao crescimento
percentual da fase de Bi
Figura 36 Fraccedilotildees de fase em funccedilatildeo da temperatura de realizaccedilatildeo do DRX in situ
O DRX realizado na amostra a 350 oC eacute mostrado na Figura 37 em conjunto aos CIFs
das fases constituintes Para a fase Bi12NiO19 natildeo foi encontrado o CIF no banco de dados do
Inorganic Crystal Structure Database (ICSD) Para refinar utilizando o meacutetodo de Rietveld
partimos do protoacutetipo estrutural de Bi26-x Mx O40-y (M = Mg Al Co Ni) O CIF desta fase
25 75 125 175 225 275 325 375
0
20
40
60
80
100
Fra
ccedilao d
e F
ases (
)
Temperatura (0C)
Bi3Ni
Bi2O
3
Bi
Bi12
NiO19
57
resultante estaacute mostrado em vermelho na Figura 37 e uma representaccedilatildeo da ceacutelula unitaacuteria na
Figura 38 os aacutetomos de oxigecircnio estatildeo representados na cor vermelha e o niacutequel em verde
Figura 37 Padratildeo observado no DRX da amostra em 350 oC em comparaccedilatildeo com o CIF das fases
constituintes
Figura 38 Projeccedilatildeo do eixo a e em perspectiva do Bi12NiO19
10 20 30 40 50 60 70 80
Inte
nsid
ade (
ua
)
2(graus)
350 graus
Bi2O
3
Bi
Bi12
NiO19
20 25 30 35 40 45 50 55
58
O refinamento estrutural utilizando estas fases estaacute mostrado na Figura 39 e os valores
referentes aos paracircmetros de rede obtidos para o refinamento da fase Bi12NiO19 constam na
tabela 6
Figura 39 Padratildeo obtidos no refinamento pelo MR para amostra aquecida a 350 0C
Tabela 6 Paracircmetros da ceacutelula unitaacuteria da estrutura Bi12NiO19
A Figura 40 conteacutem as fotografias retiradas do forno do difratocircmetro antes e apoacutes a
realizaccedilatildeo da medida Eacute possiacutevel verificar que a amostra devido a dilataccedilatildeo volumeacutetrica e a
fusatildeo do bismuto transborda o porta amostra
Paracircmetros de Rede a = b=c=10258(8) Aring
Acircngulos α = β = γ = 900
Volume da ceacutelula 107966(2) Aring3
Grupo de simetria Cuacutebico
Grupo espacial I23
10 20 30 40 50 60 70 80
Inte
nsid
ade (
ua
)
2 (graus)
Calculado
Experimental
Residual
350 0C
20 25 30 35 40 45
59
Figura 40 Fotografia do forno do DRX antes a apoacutes a realizaccedilatildeo das medidas
43 Calorimetria Diferencial de Varredura (DSC)
Com a finalidade de estudar e melhor entender a evoluccedilatildeo estrutural da amostra
observada nas medidas in situ realizou-se medidas DSC conforme descrito nos procedimentos
experimentais a temperatura final foi de 550 oC
Na Figura 41 mostramos as medidas DSC feitas em diferentes taxas de aquecimento
realizadas na amostra moiacuteda por 19 horas Em todas as 4 medidas vemos comportamentos
exoteacutermicos e endoteacutermicos Os picos endoteacutermicos ocorreram a uma temperatura aproximada
de 270 0C temperatura essa equivalente ao ponto de fusatildeo do bismuto e foram atribuiacutedos a
fusatildeo do Bi ocorrida em duas etapas
Comparando-se os resultados obtidos nas medidas in situ onde observamos a nucleaccedilatildeo
de uma nova fase a partir da temperatura de 250 oC com os resultados obtidos no DSC podemos
concluir que o pico exoteacutermico presente no termograma corresponde agrave nucleaccedilatildeo da fase de
Bi2O3
Com a finalidade de calcular a energia de ativaccedilatildeo (Ea) necessaacuteria para promover essa
nucleaccedilatildeo aplicamos a metodologia proposta por Kissinger [2] Conforme indicado na Figura
41 as 4 medidas foram feitas com taxas de aquecimento de 25 5 10 e 20 oCmin
60
A Figura 42 mostra em detalhes a Figura 41 onde vemos os valores das temperaturas
de pico de cristalizaccedilatildeo (Tc) e as referidas taxas de aquecimento (120591) Como era esperado a
medida que a taxa de aquecimento aumenta a temperatura de pico tambem aumenta
Figura 41 Termograma DSC plotados em conjunto para os diferentes fluxos de calor
Figura 42 Espectros DSC com as temperaturas de pico e suas respectivas taxas de aquecimento
100 150 200 250 300 350 400 450 500 550
250Cmin
50Cmin
100Cmin
fluxo d
e c
alo
r (u
a)
Temperatura (0C)
200Cmin
exo
230 235 240 245 250 255 260 265 270 275 280 285
250Cmin
50Cmin
100Cmin
fluxo d
e c
alo
r (u
a )
Temperatura (0C)
242 0C
252 0C
266 0C
278 0C
200Cmin
exo
61
Com os dados fornecidos na Figura 42 pode-se calcular a energia de ativaccedilatildeo referente
a nucleaccedilatildeo da fase de Bi2O3 Plotando-se um graacutefico linear de ln(120591
1198791198882) versus
1
119879119888 onde o
coeficiente angular eacute (minus119864119886
119877) obteacutem-se a energia de ativaccedilatildeo A Figura 43 apresenta a
linearizaccedilatildeo da equaccedilatildeo 16 de onde se obteacutem a energia de ativaccedilatildeo do processo de nucleaccedilatildeo
do Bi2O3
Figura 43 Graacutefico linear do ln(120591
1198791198882) versus
1
119879119888
Logo considerando as relaccedilotildees anteriormente definidas eacute possiacutevel calcular a energia de
ativaccedilatildeo uma vez que m = (minus119864119886
119877) e R = 831 jmol K Desse modo a energia de ativaccedilatildeo
necessaacuteria para promover a nucleaccedilatildeo da fase Bi2O3 eacute de 12465 kJmol
A metodologia proposta permitiria tambeacutem calcular a energia de ativaccedilatildeo necessaacuteria
para cristalizar a fase amorfa as medidas de DSC foram planejadas ateacute a temperatura de
550 oC devido a limitaccedilotildees do equipamento poreacutem como fica evidente na Figura 41 natildeo se
observa nenhum pico exoteacutermico apoacutes os 350 oC que se possa estar associado a cristalizaccedilatildeo da
fase amorfa O pico exoteacutermico existente como jaacute mencionado ocorreu a uma temperatura que
variou de 242 0C agrave 278 0C e refere-se agrave nucleaccedilatildeo de fase
182 184 186 188 190 192 194
-115
-110
-105
-100
-95
ln (
T2 c)
1Tc (10
-3 k
-1)
62
44 Tratamento teacutermico
Apoacutes a realizaccedilatildeo das medidas de DRX in situ e das medidas de DSC a fase amorfa
ainda se encontrava presente assim foi realizado um tratamento teacutermico com a finalidade de
promover a cristalizaccedilatildeo da fase amorfa presente
O tratamento teacutermico foi realizado a uma taxa constante de 10 0Cmim ateacute a temperatura
de 800 0C com a atmosfera protegida por gaacutes argocircnio Na Figura 44 apresenta-se o difratograma
da amostra realizado apoacutes o do tratamento teacutermico vemos no detalhe que a acentuada elevaccedilatildeo
na linha de base entre a faixa de 2θ que vai de aproximadamente 26deg agrave 36deg e que corresponde
a fase amorfa desapareceu completamente
Figura 44 Difratograma da amostra apoacutes tratamento teacutermico
Para a amostra tratada termicamente foram identificadas trecircs fases similar ao observado
nas medias in situ a 350 oC foram identificadas a fase cuacutebica Bi12NiO19 a fase tetragonal de
Bi2O3 (ICSD no 41764) e a fase romboeacutedrica de Bismuto (ICSD no 64703) Na Figura 45
apresentamos o padratildeo observado plotado juntamente com o CIF das 3 fases identificadas
10 20 30 40 50 60 70 80
Inte
nsid
ad
e (
ua
)
2 (graus)
Pos Tratamento Teacutermico
20 25 30 35 40 45 50 55 60
63
Figura 45 Difratograma da amostra apoacutes tratamento teacutermico em conjunto com os CIFs de Bi Bi2O3 e
Bi12NiO19
Pode-se verificar no padratildeo do difratograma da Figura 45 que pelo formato da linha de
base obtida ocorreu a cristalizaccedilatildeo da fase amorfa e as fases identificadas correspondem aos
picos presentes no DRX da amostra
O refinamento realizado pelo MR confirmou a identificaccedilatildeo das fases contidas na
amostra no sentido da exata correspondecircncia entre os picos obtidos nos padrotildees calculados e
observados As fraccedilotildees das fases da amostra que sofreu tratamento teacutermico em comparaccedilatildeo com
as fraccedilotildees obtidas no DRX in situ estatildeo apresentados na tabela 7
Tabela 7 Fraccedilotildees das fases apoacutes tratamento teacutermico e DRX in situ a 350 oC
Fraccedilatildeo das fases Tratamento Teacutermico DRX in situ a 350 oC
Bi12NiO19 90 137
Bi2O3 89 20
Bi 11 663
10 20 30 40 50 60 70 80
Inte
nsid
ade (
ua
)
2 (graus)
Observado
Bi
Bi2O
3
Bi12
NiO19
25 30 35 40 45 50 55
64
O aumento da temperatura propicia a nucleaccedilatildeo das fases de Bi2O3 e Bi12NiO19 em
detrimento da diminuiccedilatildeo da fase Bi3Ni
O refinamento pelo meacutetodo de Rietveld para amostra que sofreu tratamento teacutermico
apresentou uma boa concordacircncia para os perfis calculado e experimental Nesse refinamento
foi utilizado o CIF modificado de Bi12NiO19 Na Figura 46 temos o padratildeo experimental e o
calculado obtidos no refinamento pelo MR
Figura 46 Padratildeo observado e experimental refinado pelo MR para amostra tratada termicamente
Compara-se na Figura 47 os difratogramas obtidos para amostra tratada termicamente e
para o DRX in situ a temperatura de 350 oC eacute possiacutevel identificar a correspondecircncia entre os
picos entretanto eacute notaacutevel a diferenccedila na linha de base do difratograma referente ao DRX in
situ contra o DRX da amostra submetida a tratamento teacutermico Pode-se concluir que para
ocorrer a cristalizaccedilatildeo da fase amorfa eacute necessaacuterio que a temperatura do tratamento teacutermico seja
superior a 550 0C
10 20 30 40 50 60 70 80
Inte
nsid
ade (
ua
)
2 (graus)
Calculado
Experimental
Residual
Pos Tratamento Teacutermico
65
Outro fenocircmeno perceptiacutevel eacute o deslocamento em 2θ da posiccedilatildeo dos picos O
difratograma da amostra que foi ao forno do DRX tem a posiccedilatildeo dos seus picos deslocados para
direita em comparaccedilatildeo ao observado no CIF do Bi12NiO19 e no DRX da amostra que passou
por tratamento teacutermico Podemos associar esse deslocamento a contraccedilatildeo do volume da ceacutelula
unitaacuteria Considerando o valor padratildeo do volume do composto Bi12NiO19 constante na tabela
5 ocorreu uma reduccedilatildeo de volume de aproximadamente 155 para amostra tratada
termicamente e uma variaccedilatildeo positiva de 005 para amostra do DRX in situ Na Figura 47
plotamos juntos os difratogramas da amostra tratada termicamente da amostra que realizou a
medida in situ a 350 0C e o CIF do Bi12NiO19
Figura 47 Difratogramas das amostras apoacutes tratamento teacutermico e DRX in situ em conjunto com o
CIF do Bi12NiO19
O tratamento teacutermico realizado produziu o resultado esperado cristalizando a fase
amorfa As fases presentes na amostra apoacutes a realizaccedilatildeo do tratamento estatildeo em conformidade
agraves encontradas nas medidas de DRX in situ
20 30 40 50 60 70 80
Bi
Inte
nsid
ade (
u a)
2 (graus)
Bi
20 25 30 35 40 45
66
5 CONCLUSAtildeO
A sintetizaccedilatildeo do composto nanoestruturado de Bi3Ni foi realizado de modo eficiente
apoacutes 13 horas de moagem mecacircnica
As medidas de difraccedilatildeo de Raio X possibilitaram acompanhar a evoluccedilatildeo estrutural e a
nucleaccedilatildeo da fase de Bi3Ni O refinamento realizado pelo Meacutetodo de Rietveld proporcionou a
quantificaccedilatildeo dos paracircmetros cristalograacuteficos tais como paracircmetros de rede volume da ceacutelula
unitaacuteria fraccedilatildeo das fases presentes e tamanho de cristalito Os fatores de qualidade e
convergecircncia alcanccedilaram valores satisfatoacuterios correspondendo a exata simulaccedilatildeo do padratildeo
observado
A anaacutelise teacutermica realizada por meio das medidas de DRX in situ permitiu o estudo da
estabilidade teacutermica e o acompanhamento da evoluccedilatildeo estrutural da amostra em funccedilatildeo da
temperatura Foi possiacutevel identificar duas novas fases presentes o Bi2O3 e Bi12NiO19 nucleadas
agraves custas da fase de Bi3Ni Na temperatura de 350 oC a amostra eacute composta das fases Bi12NiO19
Bi2O3 e Bi
As medidas de DSC realizadas ateacute a temperatura de 550 oC e com quatro diferentes
taxas de aquecimento foram utilizadas para se calcular com o uso da equaccedilatildeo de Kissinger a
energia de ativaccedilatildeo (Ea) necessaacuteria para promover a nucleaccedilatildeo do composto Bi12NiO19 que eacute de
12465 kJmol
O tratamento teacutermico no forno ateacute 800 oC promoveu o relaxamento dos defeitos e
tensotildees causadas durante a moagem mecacircnica e a cristalizaccedilatildeo da fase amorfa natildeo sendo mais
possiacutevel identificar no DRX realizado o perfil referente a essa fase Identificou-se novamente a
fase Bi12NiO19 aleacutem da ocorrecircncia das fases de Bi2O3 e Bi jaacute identificadas nas medidas de
DRX in situ confirmando a consistecircncia dos resultados obtidos por dois ensaios diferentes
Pocircde-se verificar o mesmo fenocircmeno em todos os ensaios que envolveram o
aquecimento da amostra Ao aquecer-se o Bi3Ni ocorre um processo de oxidaccedilatildeo que resulta
na formaccedilatildeo da fase de Bi2O3 e a fase de Bi12NiO19 todas associadas ao consumo de Bi da fase
Bi3Ni
Para realizaccedilatildeo de estudos futuros com o intuito de se obter a fase uacutenica de Bi3Ni
pode-se alterar ligeiramente as massas dos produtos com a adiccedilatildeo de um pouco de niacutequel
67
Pode-se melhorar o controle das condiccedilotildees de realizaccedilatildeo dos tratamentos teacutermicos com o
intuito de se evitar a oxidaccedilatildeo A realizaccedilatildeo de medidas de DSC ateacute a temperatura de 800 0C
poderaacute revelar picos exoteacutermicos e propiciar condiccedilotildees para se calcular a energia necessaacuteria
para promover a cristalizaccedilatildeo da fase amorfa
68
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44
4 RESULTADOS E DISCUSSOtildeES
41 Evoluccedilatildeo estrutural
A Figura 24 mostra a evoluccedilatildeo estrutural durante o processo de siacutentese conforme
descrito nos procedimentos experimentais Qualitativamente podemos ver nesta figura uma
modificaccedilatildeo gradativa dos padrotildees de difraccedilatildeo O pico mais intenso da amostra moiacuteda por 1
hora corresponde ao plano (1 0 -2) do Bi precursor
Acompanhando o comportamento deste plano em especiacutefico constata-se que entre a
primeira e a quarta hora o mesmo sofre apenas uma ligeira diminuiccedilatildeo Concomitantemente
com este decreacutescimo emergem pequenos novos picos em 2θ aproximadamente entre 28 e 35o
Com 7 horas de moagem os novos picos satildeo evidentes e foram identificados junto agrave base de
dados do ICSD como a estrutura desejada Bi3Ni grupo espacial Pnma (cartatildeo nuacutemero 391336)
Em 13 horas de moagem o pico do Bi atinge seu miacutenimo e segue estaacutevel ateacute 19 h de moagem
Dada a observaccedilatildeo da estabilizaccedilatildeo estrutural o processo foi interrompido Uma anaacutelise mais
detalhada dos difratogramas seraacute mostrada e discutida na sequecircncia
Figura 24 Padratildeo de difraccedilatildeo observado para amostra e Bi3Ni durante todo intervalo de moagem
10 20 30 40 50 60 70 80
19h
16h
1h
10h
1h
7h
4h
2(graus)
1h
13h
Inte
nsid
ade (
ua
)
45
Na Figura 25 mostramos a indexaccedilatildeo das fases na primeira hora de moagem onde foi
verificada o iniacutecio da nucleaccedilatildeo do Bi3Ni Tambeacutem eacute possiacutevel observar os picos do elemento
precursor minoritaacuterio no caso o Niacutequel (cartatildeo ICSD 64703)
Figura 25 Difratograma obtido apoacutes a primeira hora de moagem
Seguindo o processo de moagem conforme descrito nos procedimentos experimentais
a amostra foi moiacuteda por mais 3 horas totalizando 4 horas de moagem os difratogramas obtidos
satildeo apresentados nas Figuras 26 e 27 Nesta etapa jaacute natildeo eacute mais possiacutevel identificar a presenccedila
dos picos referentes ao niacutequel dessa forma somente satildeo observados os picos do bismuto e do
Bi3Ni Poreacutem como verificamos na Figura 24 a nucleaccedilatildeo da liga Bi3Ni continua ocorrendo
sistematicamente
Na Figura 26 mostramos uma comparaccedilatildeo do difratograma padratildeo de Bi3Ni (cartatildeo
nuacutemero 391336 do ICSD) com o difratograma da amostra moiacuteda por 4 horas plotados em
conjunto para destacar a nucleaccedilatildeo da fase de Bi3Ni
Na Figura 27 apresenta-se o resultado do refinamento pelo meacutetodo de Rietveld para as
4 horas de moagem Eacute possiacutevel verificar um bom acordo entre o padratildeo de DRX da amostra e
o padratildeo refinado por MR Os fatores de qualidade podem ser verificados na tabela 4 Neste
refinamento obtivemos uma fraccedilatildeo de fase equivalente a 67 de Bi e 33 de Bi3Ni
46
Figura 26 Difratograma da amostra moiacuteda durante 4 horas (curva com ruiacutedo) e o padratildeo idealizado
do Bi3Ni calculado a partir do arquivo CIF (cartatildeo ICSD no 391336)
Figura 27 Padratildeo observado no DRX (4horas) calculado e residual obtidos no refinamento pelo MR
10 20 30 40 50 60 70 80
23 24 25 26 27 28 29 30 31 32 33
Inte
nsid
ade (
ua
)
2(graus)
4 horas
CIF Bi3Ni
10 20 30 40 50 60 70 80
Experimental
Calculado
Residual
Inte
nsid
ade (
u a)
2 (graus)
4 horas
25 30 35 40 45
47
Em todas as etapas do processo de moagem foram obtidos refinamentos com iacutendices de
qualidade muito semelhantes Natildeo houve alteraccedilatildeo nos acircngulos da ceacutelula unitaacuteria do composto
de Bi3Ni que permanecerem com α= β= λ = 90o Os valores obtidos para os iacutendices de avaliaccedilatildeo
da qualidade e os paracircmetros de rede encontram-se na tabela 4
Tabela 4 Valores de Rwp e 1205362 obtidos nos refinamentos realizados durante o processo de moagem
mecacircnica para o Bi3Ni
Com os resultados obtidos nos refinamentos determinou-se as contribuiccedilotildees em
porcentagem de cada fase em funccedilatildeo do tempo de moagem Verifica-se que apoacutes a primeira
hora de moagem natildeo se identifica no difratograma a presenccedila de Ni entretanto a fase de Bi3Ni
continua nucleando indicando que ainda existe niacutequel disponiacutevel para a formaccedilatildeo desta fase
Pode-se conceber algumas hipoacuteteses para este fato A primeira refere-se agrave sensibilidade do
equipamento de DRX que natildeo identifica precisamente elementos com fraccedilatildeo de fase menor
que 10 Outa hipoacutetese provaacutevel pode ser atribuiacutea a uma adesatildeo do niacutequel nas paredes do jarro
de moagem ou nas esferas de accedilo tendo em vista sua ductilidade
Na Figura 28 foi plotado a fraccedilatildeo de cada uma das fases presentes no processo de
moagem em funccedilatildeo do tempo Fica evidente que apoacutes a primeira hora a fraccedilatildeo de fase do niacutequel
eacute zero mas continua ocorrendo a nucleaccedilatildeo do Bi3Ni que estabiliza em 13 horas
TEMPO DE MOAGEM RWP 1205362 PARAcircMETROS DE REDE DO BI3NI
a (Å) b (Å) c (Å) Volume (Å3)
4 HORAS 77 139 8890(9) 4102(1) 11502(1) 41949(6)
7 HORAS 70 137 8891(3) 4106(1) 11500(1) 41986(9)
10 HORAS 71 131 8888(1) 4104(8) 11495(1) 41939(5)
13 HORAS 65 124 8893(5) 4104(3) 11507(1) 42003(2)
16 HORAS 64 124 8888(7) 4102(9) 11499(9) 41940(1)
19 HORAS 63 123 8894(1) 4105(1) 11506(5) 42012(3)
48
Figura 28 Fraccedilatildeo das fases de Ni Bi e Bi3Ni em funccedilatildeo do tempo de moagem
Utilizando-se a equaccedilatildeo 7 com os dados obtidos no refinamento pelo MR calculou-se
o tamanho meacutedio dos cristalitos de Bi3Ni em funccedilatildeo do tempo de moagem Na Figura 29
apresenta-se em forma de um graacutefico os valores obtidos Observamos que entre a quarta e a
seacutetima hora haacute um aumento aproximado de 14 no tamanho meacutedio do cristalito pode-se
atribuir esse aumento a uma possiacutevel deformaccedilatildeo plaacutestica da amostra acarretando num
acreacutescimo da aacuterea de superfiacutecie o que aumentaria progressivamente a probabilidade de
soldagem a frio dessas partiacuteculas gerando assim um aumento do tamanho meacutedio do cristalito
Entre a seacutetima e a deacutecima hora de moagem ocorre uma reduccedilatildeo de 26 no tamanho do
cristalito maior valor percentual obtido entre intervalos de moagem Entre a deacutecima sexta e a
deacutecima nona hora haacute uma estabilizaccedilatildeo no processo de reduccedilatildeo do tamanho de cristalito
Obtivemos no final do processo uma reduccedilatildeo total de aproximadamente 59 o que representa
um tamanho meacutedio de cristalito na ordem de 2653 nm
Plota-se na Figura 29 um graacutefico com tamanho meacutedio de cristalito do composto Bi3Ni
em funccedilatildeo do tempo de moagem
0 5 10 15 20
0
20
40
60
80
100
Fra
ccedilao d
e fases (
)
Tempo de moagem ( horas)
Bi
Bi3Ni
Ni
49
Figura 29 Tamanho meacutedio de cristalito de Bi3Ni em funccedilatildeo do tempo de moagem
Natildeo houve formaccedilatildeo de novas fases ou aparentemente quaisquer outras alteraccedilotildees
significativas apoacutes a deacutecima terceira hora de moagem Os uacutenicos efeitos com a continuaccedilatildeo da
moagem foram a melhora da cristalizaccedilatildeo da fase de interesse e o aumento de intensidade do
perfil referente a fase amorfa Poreacutem o processo de moagem totalizou 19 horas a finalidade
deste intervalo apoacutes a estabilizaccedilatildeo de formaccedilatildeo da fase pretendida foi verificar a possibilidade
de oxidaccedilatildeo da amostra que ficou exposta ao ambiente durante a execuccedilatildeo do DRX
Observa-se nos difratogramas da Figura 24 a formaccedilatildeo de uma acentuada elevaccedilatildeo na
linha de base entre a faixa de 2θ que vai de aproximadamente 26deg a 36deg A forma ou perfil
dessa elevaccedilatildeo eacute um forte indicio do aparecimento de uma fase amorfa Para alcanccedilar bom
acordo nos refinamentos Rietveld foram necessaacuterios 20 termos na funccedilatildeo polinomial de
Chebyshev para descrever estas linhas de base (background)
Analisando-se portanto os difratogramas referentes agraves etapas de 10 13 16 e 19 horas
eacute possiacutevel identificar o crescimento dessa fase amorfa conforme mostramos na Figura 30
4 6 8 10 12 14 16 18 20
25
30
35
40
45
50
55
Ta
ma
nh
o m
eacuted
io d
e c
rista
lito
(n
m)
Tempo de moagem (horas)
50
Estas curvas satildeo particularmente interessantes uma vez que podemos avaliar as
distacircncias R entre os primeiros vizinhos da fase desordenada aplicando a equaccedilatildeo de Ehrenfest
que pode ser expressa como [56]
2Rsen(θ) = 123λ (14)
O maacuteximo destas curvas correspondem a 2θ ~29o o que nos leva a distacircncias aproximada
de 38 Aring Esta distacircncia natildeo fere nenhum viacutenculo de distancias entre os atamos para
Ni-Ni~248 Aring Ni-Bi~ 278 Aring Bi-Bi~308 Aring Bi-O~214 Aring
Figura 30 Comparaccedilatildeo das funccedilotildees de background para a amostra moiacuteda por 10 13 16 e 19 horas
Com objetivo de avaliar com mais detalhes a estrutura nanocristalina e amorfa
realizamos medidas de difraccedilatildeo com configuraccedilotildees que produzissem uma maior qualidade nos
dados obtidos utilizamos uma cacircmara com baixo vaacutecuo e aumentamos o tempo de aquisiccedilatildeo
dos dados
A Figura 31 mostra o padratildeo obtido para a amostra final moiacuteda por 19 horas
Destacamos a evidente fase amorfa que se forma
10 20 30 40 50 60 70 80
19 horas
16 horas
13 horas
10 horas
Inte
nsid
ade (
u a)
2 (graus)
51
Figura 31 Formaccedilatildeo da fase amorfa na amostra de Bi3Ni apoacutes 19 horas de moagem
Comparando o padratildeo de DRX obtido para amostra moiacuteda por 19 horas com o
difratograma padratildeo de Bi3Ni (cartatildeo nuacutemero 391336 do ICSD) pode-se constatar a
equivalecircncia dos picos conforme apresentada Figura 32
Com os difratogramas de maior resoluccedilatildeo verificamos a presenccedila embora em uma
pequena fraccedilatildeo de Bi (ICSD no 64703) Assim como uma ligeira sugestatildeo da existecircncia de
Bi2O3 (ICSD no 41764) vislumbra-se essa fase em virtude da possiacutevel oxidaccedilatildeo da amostra
devido as sucessivas aberturas do jarro de moagem para realizaccedilatildeo do DRX entretanto
diferentemente do que se percebe para o bismuto natildeo haacute nenhum pico referente ao oxido de
bismuto
Na posiccedilatildeo de 2θ~27o existe um pico caracteriacutestico do Bi2O3 entretanto mesmo com a
melhor resoluccedilatildeo do DRX natildeo eacute possiacutevel distinguir claramente a fase do oxido de bismuto
assim durante o processo de refinamento pelo MR natildeo foi adicionada a fase relativa ao oxido
O refinamento pelo meacutetodo de Rietveld referente a amostra moiacuteda por 19h encontra-se
na Figura 33 percebe-se a boa concordacircncia obtida para a fase de interesse Bi3Ni e a fase
20 30 40 50 60 70 80
Bi
Inte
nsid
ade (
u a)
2 (graus)
Bi
20 25 30 35 40 45
52
amorfa O asterisco indicando o pico principal do Bi salienta que essa fase por contribuir
modestamente em um difratograma tatildeo complexo natildeo eacute bem ajustada
Figura 32 Difratograma da amostra moiacuteda 19h em conjunto com os CIFs de o Bi3Ni Bi e Bi2O3
Figura 33 Difratograma da amostra moiacuteda 19h e refinada por meacutetodo de Rietveld partindo dos CIFs
do Bi3Ni Bi
20 30 40 50 60 70 80
19 horas
Bi3Ni
Bi
Bi2O
3
In
tensid
ade (
u a)
2 (graus)
25 30 35 40
20 30 40 50 60 70 80
Experimental (19h)
Calculado
Residual
Inte
nsid
ade (
u a)
2 (graus)
20 25 30 35 40 45 50
53
Os trabalhos cientiacuteficos que versam sobre a produccedilatildeo e a caracterizaccedilatildeo do composto
Bi3Ni descrevem que a siacutentese pode ser realizada por vaacuterios mecanismos normalmente as
metodologias mais usadas para obtenccedilatildeo envolvem os processos em meio quiacutemico a
eletrodeposiccedilatildeo e a solidificaccedilatildeo raacutepida Em alguns casos utilizou-se longos processos teacutermicos
que envolvem a permanecircncia da amostra num forno de resistecircncia a 1100 degC durante 3 dias
[13] ou processos de sinterizaccedilatildeo com recozimento a vaacutecuo a temperatura de 1000 degC por 24
horas [15] Relata-se tambeacutem que conforme ocorreu neste trabalho algumas amostras
apresentam pequenos traccedilos de Bi em sua composiccedilatildeo final [13]
Dessa forma o primeiro desafio desse trabalho foi produzir uma fase uacutenica de Bi3Ni por
meio da moagem mecacircnica entretanto verificou-se no resultado obtido no DRX e no
refinamento pelo MR que a fase de Bi3Ni embora apresente uma fraccedilatildeo de 999 ainda possui
leves traccedilos do pico mais intenso de bismuto (indicado por um asterisco na Figura 33) Uma
proposta futura seria portanto acrescentar uma pequena quantidade de Ni para interagir com
esse Bi remanescente
42 Medidas de DRX in situ
Com o objetivo de estudar a estabilidade teacutermica e acompanhar a evoluccedilatildeo estrutural da
amostra em funccedilatildeo da temperatura foram realizadas medidas de DRX in situ conforme
descrito nos procedimentos experimentais A Figura 34 apresenta os quatro difratogramas
obtidos
A temperatura de 25 oC observa-se uma fase uacutenica do composto Bi3Ni (com jaacute
mencionado anteriormente a amostra possui uma leve indicaccedilatildeo da presenccedila de bismuto) que
possui estrutura ortorrocircmbica e grupo espacial Pnma eacute a mesma apresentada na Figura 32
A medida que aumentamos a temperatura conforme descrito na seccedilatildeo 3 Figura 21
inicia-se uma transformaccedilatildeo do composto inicial para o crescimento da fase tetragonal de Bi2O3
(ICSD no 41764) e da fase precursora de Bi Essa alteraccedilatildeo na composiccedilatildeo da amostra ocorre
em virtude da degradaccedilatildeo da fase Bi3Ni que conforme eleva-se a temperatura tem sua fraccedilatildeo
diminuiacuteda conforme verifica-se na Figura 36 Embora as medidas in situ terem sido feitas em
baixo vaacutecuo natildeo foi impedido o crescimento do Bi2O3
54
Na Figura 34 encontram-se plotados os DRX referentes as medidas realizadas em 25o
250o 300o e 350 oC as curvas foram deslocadas verticalmente para melhor comparaccedilatildeo
Figura 34 Padratildeo observado nos DRX da amostra submetida a aquecimento
A temperatura de 250 oC temos a ocorrecircncia de trecircs fases Bi3Ni Bi2O3 e Bi
O refinamento estrutural pelo meacutetodo de Rietveld estaacute mostrado na Figura 35 Mesmo tratando-
se de uma amostra com um elevado nuacutemeros de pico aleacutem da presenccedila de uma fase amorfa o
acordo entre o experimental e o calculado eacute notaacutevel Os valores dos iacutendices de avaliaccedilatildeo da
qualidade do refinamento referentes as quatro medidas realizadas encontram-se na tabela 5
20 30 40 50 60 70 80
350 0C
300 0C
250 0C
Inte
nsid
ade (
ua
)
2 (graus)
25 0C
55
Figura 35 Padratildeo obtidos no refinamento pelo MR para amostra aquecida a 250 0C
Tabela 5 Valores de Chi2 e de Rwp obtidos nos refinamentos realizados durante o processo de
aquecimento
A temperatura de 300 oC comeccedila a formaccedilatildeo da uma nova fase cubica de grupo espacial
I23 o Bi12NiO19 em detrimento da diminuiccedilatildeo da fase de Bi3Ni Aleacutem do aumento da fraccedilatildeo
da fase de Bi2O3
Temperatura de realizaccedilatildeo da medida Rwp 1205362
25 0C 69 23
250 0C 83 18
300 0C 98 26
350 0C 99 25
10 20 30 40 50 60 70 80
Inte
nsid
ade (
ua
)
2 (graus)
Experimental
Calculado
Residual
250 0C
25 30 35 40
56
O uacuteltimo DRX foi realizado a 350 oC a principal alteraccedilatildeo dessa medida refere-se ao
fato da inexistecircncia de picos referentes agrave fase Bi3Ni A fase majoritaacuteria torna-se agora a fase
referente ao Bi e a fase Bi12NiO19 (indexado na base de dados PDF2 mas natildeo na base de dados
ICSD) permanece estaacutevel isto eacute sem alteraccedilotildees significativas em sua fraccedilatildeo O fato de estarem
presentes picos referentes ao Bi mesmo apoacutes termos ultrapassado a temperatura de fusatildeo pode
ser explicado levando-se em consideraccedilatildeo a baixa condutividade teacutermica do bismuto aliado ao
excesso de defeitos produzidos na moagem assim natildeo obteve-se a fusatildeo do elemento
Utilizamos os dados obtidos nos refinamentos para plotar o graacutefico exposto na Figura
36 onde eacute possiacutevel observar a fraccedilatildeo de cada fase em funccedilatildeo da temperatura de execuccedilatildeo do
DRX Percebe-se a raacutepida decomposiccedilatildeo da fase de Bi3Ni que entre 250 oC e 350 oC apresenta
uma reduccedilatildeo percentual de aproximadamente 88 concomitantemente ao crescimento
percentual da fase de Bi
Figura 36 Fraccedilotildees de fase em funccedilatildeo da temperatura de realizaccedilatildeo do DRX in situ
O DRX realizado na amostra a 350 oC eacute mostrado na Figura 37 em conjunto aos CIFs
das fases constituintes Para a fase Bi12NiO19 natildeo foi encontrado o CIF no banco de dados do
Inorganic Crystal Structure Database (ICSD) Para refinar utilizando o meacutetodo de Rietveld
partimos do protoacutetipo estrutural de Bi26-x Mx O40-y (M = Mg Al Co Ni) O CIF desta fase
25 75 125 175 225 275 325 375
0
20
40
60
80
100
Fra
ccedilao d
e F
ases (
)
Temperatura (0C)
Bi3Ni
Bi2O
3
Bi
Bi12
NiO19
57
resultante estaacute mostrado em vermelho na Figura 37 e uma representaccedilatildeo da ceacutelula unitaacuteria na
Figura 38 os aacutetomos de oxigecircnio estatildeo representados na cor vermelha e o niacutequel em verde
Figura 37 Padratildeo observado no DRX da amostra em 350 oC em comparaccedilatildeo com o CIF das fases
constituintes
Figura 38 Projeccedilatildeo do eixo a e em perspectiva do Bi12NiO19
10 20 30 40 50 60 70 80
Inte
nsid
ade (
ua
)
2(graus)
350 graus
Bi2O
3
Bi
Bi12
NiO19
20 25 30 35 40 45 50 55
58
O refinamento estrutural utilizando estas fases estaacute mostrado na Figura 39 e os valores
referentes aos paracircmetros de rede obtidos para o refinamento da fase Bi12NiO19 constam na
tabela 6
Figura 39 Padratildeo obtidos no refinamento pelo MR para amostra aquecida a 350 0C
Tabela 6 Paracircmetros da ceacutelula unitaacuteria da estrutura Bi12NiO19
A Figura 40 conteacutem as fotografias retiradas do forno do difratocircmetro antes e apoacutes a
realizaccedilatildeo da medida Eacute possiacutevel verificar que a amostra devido a dilataccedilatildeo volumeacutetrica e a
fusatildeo do bismuto transborda o porta amostra
Paracircmetros de Rede a = b=c=10258(8) Aring
Acircngulos α = β = γ = 900
Volume da ceacutelula 107966(2) Aring3
Grupo de simetria Cuacutebico
Grupo espacial I23
10 20 30 40 50 60 70 80
Inte
nsid
ade (
ua
)
2 (graus)
Calculado
Experimental
Residual
350 0C
20 25 30 35 40 45
59
Figura 40 Fotografia do forno do DRX antes a apoacutes a realizaccedilatildeo das medidas
43 Calorimetria Diferencial de Varredura (DSC)
Com a finalidade de estudar e melhor entender a evoluccedilatildeo estrutural da amostra
observada nas medidas in situ realizou-se medidas DSC conforme descrito nos procedimentos
experimentais a temperatura final foi de 550 oC
Na Figura 41 mostramos as medidas DSC feitas em diferentes taxas de aquecimento
realizadas na amostra moiacuteda por 19 horas Em todas as 4 medidas vemos comportamentos
exoteacutermicos e endoteacutermicos Os picos endoteacutermicos ocorreram a uma temperatura aproximada
de 270 0C temperatura essa equivalente ao ponto de fusatildeo do bismuto e foram atribuiacutedos a
fusatildeo do Bi ocorrida em duas etapas
Comparando-se os resultados obtidos nas medidas in situ onde observamos a nucleaccedilatildeo
de uma nova fase a partir da temperatura de 250 oC com os resultados obtidos no DSC podemos
concluir que o pico exoteacutermico presente no termograma corresponde agrave nucleaccedilatildeo da fase de
Bi2O3
Com a finalidade de calcular a energia de ativaccedilatildeo (Ea) necessaacuteria para promover essa
nucleaccedilatildeo aplicamos a metodologia proposta por Kissinger [2] Conforme indicado na Figura
41 as 4 medidas foram feitas com taxas de aquecimento de 25 5 10 e 20 oCmin
60
A Figura 42 mostra em detalhes a Figura 41 onde vemos os valores das temperaturas
de pico de cristalizaccedilatildeo (Tc) e as referidas taxas de aquecimento (120591) Como era esperado a
medida que a taxa de aquecimento aumenta a temperatura de pico tambem aumenta
Figura 41 Termograma DSC plotados em conjunto para os diferentes fluxos de calor
Figura 42 Espectros DSC com as temperaturas de pico e suas respectivas taxas de aquecimento
100 150 200 250 300 350 400 450 500 550
250Cmin
50Cmin
100Cmin
fluxo d
e c
alo
r (u
a)
Temperatura (0C)
200Cmin
exo
230 235 240 245 250 255 260 265 270 275 280 285
250Cmin
50Cmin
100Cmin
fluxo d
e c
alo
r (u
a )
Temperatura (0C)
242 0C
252 0C
266 0C
278 0C
200Cmin
exo
61
Com os dados fornecidos na Figura 42 pode-se calcular a energia de ativaccedilatildeo referente
a nucleaccedilatildeo da fase de Bi2O3 Plotando-se um graacutefico linear de ln(120591
1198791198882) versus
1
119879119888 onde o
coeficiente angular eacute (minus119864119886
119877) obteacutem-se a energia de ativaccedilatildeo A Figura 43 apresenta a
linearizaccedilatildeo da equaccedilatildeo 16 de onde se obteacutem a energia de ativaccedilatildeo do processo de nucleaccedilatildeo
do Bi2O3
Figura 43 Graacutefico linear do ln(120591
1198791198882) versus
1
119879119888
Logo considerando as relaccedilotildees anteriormente definidas eacute possiacutevel calcular a energia de
ativaccedilatildeo uma vez que m = (minus119864119886
119877) e R = 831 jmol K Desse modo a energia de ativaccedilatildeo
necessaacuteria para promover a nucleaccedilatildeo da fase Bi2O3 eacute de 12465 kJmol
A metodologia proposta permitiria tambeacutem calcular a energia de ativaccedilatildeo necessaacuteria
para cristalizar a fase amorfa as medidas de DSC foram planejadas ateacute a temperatura de
550 oC devido a limitaccedilotildees do equipamento poreacutem como fica evidente na Figura 41 natildeo se
observa nenhum pico exoteacutermico apoacutes os 350 oC que se possa estar associado a cristalizaccedilatildeo da
fase amorfa O pico exoteacutermico existente como jaacute mencionado ocorreu a uma temperatura que
variou de 242 0C agrave 278 0C e refere-se agrave nucleaccedilatildeo de fase
182 184 186 188 190 192 194
-115
-110
-105
-100
-95
ln (
T2 c)
1Tc (10
-3 k
-1)
62
44 Tratamento teacutermico
Apoacutes a realizaccedilatildeo das medidas de DRX in situ e das medidas de DSC a fase amorfa
ainda se encontrava presente assim foi realizado um tratamento teacutermico com a finalidade de
promover a cristalizaccedilatildeo da fase amorfa presente
O tratamento teacutermico foi realizado a uma taxa constante de 10 0Cmim ateacute a temperatura
de 800 0C com a atmosfera protegida por gaacutes argocircnio Na Figura 44 apresenta-se o difratograma
da amostra realizado apoacutes o do tratamento teacutermico vemos no detalhe que a acentuada elevaccedilatildeo
na linha de base entre a faixa de 2θ que vai de aproximadamente 26deg agrave 36deg e que corresponde
a fase amorfa desapareceu completamente
Figura 44 Difratograma da amostra apoacutes tratamento teacutermico
Para a amostra tratada termicamente foram identificadas trecircs fases similar ao observado
nas medias in situ a 350 oC foram identificadas a fase cuacutebica Bi12NiO19 a fase tetragonal de
Bi2O3 (ICSD no 41764) e a fase romboeacutedrica de Bismuto (ICSD no 64703) Na Figura 45
apresentamos o padratildeo observado plotado juntamente com o CIF das 3 fases identificadas
10 20 30 40 50 60 70 80
Inte
nsid
ad
e (
ua
)
2 (graus)
Pos Tratamento Teacutermico
20 25 30 35 40 45 50 55 60
63
Figura 45 Difratograma da amostra apoacutes tratamento teacutermico em conjunto com os CIFs de Bi Bi2O3 e
Bi12NiO19
Pode-se verificar no padratildeo do difratograma da Figura 45 que pelo formato da linha de
base obtida ocorreu a cristalizaccedilatildeo da fase amorfa e as fases identificadas correspondem aos
picos presentes no DRX da amostra
O refinamento realizado pelo MR confirmou a identificaccedilatildeo das fases contidas na
amostra no sentido da exata correspondecircncia entre os picos obtidos nos padrotildees calculados e
observados As fraccedilotildees das fases da amostra que sofreu tratamento teacutermico em comparaccedilatildeo com
as fraccedilotildees obtidas no DRX in situ estatildeo apresentados na tabela 7
Tabela 7 Fraccedilotildees das fases apoacutes tratamento teacutermico e DRX in situ a 350 oC
Fraccedilatildeo das fases Tratamento Teacutermico DRX in situ a 350 oC
Bi12NiO19 90 137
Bi2O3 89 20
Bi 11 663
10 20 30 40 50 60 70 80
Inte
nsid
ade (
ua
)
2 (graus)
Observado
Bi
Bi2O
3
Bi12
NiO19
25 30 35 40 45 50 55
64
O aumento da temperatura propicia a nucleaccedilatildeo das fases de Bi2O3 e Bi12NiO19 em
detrimento da diminuiccedilatildeo da fase Bi3Ni
O refinamento pelo meacutetodo de Rietveld para amostra que sofreu tratamento teacutermico
apresentou uma boa concordacircncia para os perfis calculado e experimental Nesse refinamento
foi utilizado o CIF modificado de Bi12NiO19 Na Figura 46 temos o padratildeo experimental e o
calculado obtidos no refinamento pelo MR
Figura 46 Padratildeo observado e experimental refinado pelo MR para amostra tratada termicamente
Compara-se na Figura 47 os difratogramas obtidos para amostra tratada termicamente e
para o DRX in situ a temperatura de 350 oC eacute possiacutevel identificar a correspondecircncia entre os
picos entretanto eacute notaacutevel a diferenccedila na linha de base do difratograma referente ao DRX in
situ contra o DRX da amostra submetida a tratamento teacutermico Pode-se concluir que para
ocorrer a cristalizaccedilatildeo da fase amorfa eacute necessaacuterio que a temperatura do tratamento teacutermico seja
superior a 550 0C
10 20 30 40 50 60 70 80
Inte
nsid
ade (
ua
)
2 (graus)
Calculado
Experimental
Residual
Pos Tratamento Teacutermico
65
Outro fenocircmeno perceptiacutevel eacute o deslocamento em 2θ da posiccedilatildeo dos picos O
difratograma da amostra que foi ao forno do DRX tem a posiccedilatildeo dos seus picos deslocados para
direita em comparaccedilatildeo ao observado no CIF do Bi12NiO19 e no DRX da amostra que passou
por tratamento teacutermico Podemos associar esse deslocamento a contraccedilatildeo do volume da ceacutelula
unitaacuteria Considerando o valor padratildeo do volume do composto Bi12NiO19 constante na tabela
5 ocorreu uma reduccedilatildeo de volume de aproximadamente 155 para amostra tratada
termicamente e uma variaccedilatildeo positiva de 005 para amostra do DRX in situ Na Figura 47
plotamos juntos os difratogramas da amostra tratada termicamente da amostra que realizou a
medida in situ a 350 0C e o CIF do Bi12NiO19
Figura 47 Difratogramas das amostras apoacutes tratamento teacutermico e DRX in situ em conjunto com o
CIF do Bi12NiO19
O tratamento teacutermico realizado produziu o resultado esperado cristalizando a fase
amorfa As fases presentes na amostra apoacutes a realizaccedilatildeo do tratamento estatildeo em conformidade
agraves encontradas nas medidas de DRX in situ
20 30 40 50 60 70 80
Bi
Inte
nsid
ade (
u a)
2 (graus)
Bi
20 25 30 35 40 45
66
5 CONCLUSAtildeO
A sintetizaccedilatildeo do composto nanoestruturado de Bi3Ni foi realizado de modo eficiente
apoacutes 13 horas de moagem mecacircnica
As medidas de difraccedilatildeo de Raio X possibilitaram acompanhar a evoluccedilatildeo estrutural e a
nucleaccedilatildeo da fase de Bi3Ni O refinamento realizado pelo Meacutetodo de Rietveld proporcionou a
quantificaccedilatildeo dos paracircmetros cristalograacuteficos tais como paracircmetros de rede volume da ceacutelula
unitaacuteria fraccedilatildeo das fases presentes e tamanho de cristalito Os fatores de qualidade e
convergecircncia alcanccedilaram valores satisfatoacuterios correspondendo a exata simulaccedilatildeo do padratildeo
observado
A anaacutelise teacutermica realizada por meio das medidas de DRX in situ permitiu o estudo da
estabilidade teacutermica e o acompanhamento da evoluccedilatildeo estrutural da amostra em funccedilatildeo da
temperatura Foi possiacutevel identificar duas novas fases presentes o Bi2O3 e Bi12NiO19 nucleadas
agraves custas da fase de Bi3Ni Na temperatura de 350 oC a amostra eacute composta das fases Bi12NiO19
Bi2O3 e Bi
As medidas de DSC realizadas ateacute a temperatura de 550 oC e com quatro diferentes
taxas de aquecimento foram utilizadas para se calcular com o uso da equaccedilatildeo de Kissinger a
energia de ativaccedilatildeo (Ea) necessaacuteria para promover a nucleaccedilatildeo do composto Bi12NiO19 que eacute de
12465 kJmol
O tratamento teacutermico no forno ateacute 800 oC promoveu o relaxamento dos defeitos e
tensotildees causadas durante a moagem mecacircnica e a cristalizaccedilatildeo da fase amorfa natildeo sendo mais
possiacutevel identificar no DRX realizado o perfil referente a essa fase Identificou-se novamente a
fase Bi12NiO19 aleacutem da ocorrecircncia das fases de Bi2O3 e Bi jaacute identificadas nas medidas de
DRX in situ confirmando a consistecircncia dos resultados obtidos por dois ensaios diferentes
Pocircde-se verificar o mesmo fenocircmeno em todos os ensaios que envolveram o
aquecimento da amostra Ao aquecer-se o Bi3Ni ocorre um processo de oxidaccedilatildeo que resulta
na formaccedilatildeo da fase de Bi2O3 e a fase de Bi12NiO19 todas associadas ao consumo de Bi da fase
Bi3Ni
Para realizaccedilatildeo de estudos futuros com o intuito de se obter a fase uacutenica de Bi3Ni
pode-se alterar ligeiramente as massas dos produtos com a adiccedilatildeo de um pouco de niacutequel
67
Pode-se melhorar o controle das condiccedilotildees de realizaccedilatildeo dos tratamentos teacutermicos com o
intuito de se evitar a oxidaccedilatildeo A realizaccedilatildeo de medidas de DSC ateacute a temperatura de 800 0C
poderaacute revelar picos exoteacutermicos e propiciar condiccedilotildees para se calcular a energia necessaacuteria
para promover a cristalizaccedilatildeo da fase amorfa
68
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45
Na Figura 25 mostramos a indexaccedilatildeo das fases na primeira hora de moagem onde foi
verificada o iniacutecio da nucleaccedilatildeo do Bi3Ni Tambeacutem eacute possiacutevel observar os picos do elemento
precursor minoritaacuterio no caso o Niacutequel (cartatildeo ICSD 64703)
Figura 25 Difratograma obtido apoacutes a primeira hora de moagem
Seguindo o processo de moagem conforme descrito nos procedimentos experimentais
a amostra foi moiacuteda por mais 3 horas totalizando 4 horas de moagem os difratogramas obtidos
satildeo apresentados nas Figuras 26 e 27 Nesta etapa jaacute natildeo eacute mais possiacutevel identificar a presenccedila
dos picos referentes ao niacutequel dessa forma somente satildeo observados os picos do bismuto e do
Bi3Ni Poreacutem como verificamos na Figura 24 a nucleaccedilatildeo da liga Bi3Ni continua ocorrendo
sistematicamente
Na Figura 26 mostramos uma comparaccedilatildeo do difratograma padratildeo de Bi3Ni (cartatildeo
nuacutemero 391336 do ICSD) com o difratograma da amostra moiacuteda por 4 horas plotados em
conjunto para destacar a nucleaccedilatildeo da fase de Bi3Ni
Na Figura 27 apresenta-se o resultado do refinamento pelo meacutetodo de Rietveld para as
4 horas de moagem Eacute possiacutevel verificar um bom acordo entre o padratildeo de DRX da amostra e
o padratildeo refinado por MR Os fatores de qualidade podem ser verificados na tabela 4 Neste
refinamento obtivemos uma fraccedilatildeo de fase equivalente a 67 de Bi e 33 de Bi3Ni
46
Figura 26 Difratograma da amostra moiacuteda durante 4 horas (curva com ruiacutedo) e o padratildeo idealizado
do Bi3Ni calculado a partir do arquivo CIF (cartatildeo ICSD no 391336)
Figura 27 Padratildeo observado no DRX (4horas) calculado e residual obtidos no refinamento pelo MR
10 20 30 40 50 60 70 80
23 24 25 26 27 28 29 30 31 32 33
Inte
nsid
ade (
ua
)
2(graus)
4 horas
CIF Bi3Ni
10 20 30 40 50 60 70 80
Experimental
Calculado
Residual
Inte
nsid
ade (
u a)
2 (graus)
4 horas
25 30 35 40 45
47
Em todas as etapas do processo de moagem foram obtidos refinamentos com iacutendices de
qualidade muito semelhantes Natildeo houve alteraccedilatildeo nos acircngulos da ceacutelula unitaacuteria do composto
de Bi3Ni que permanecerem com α= β= λ = 90o Os valores obtidos para os iacutendices de avaliaccedilatildeo
da qualidade e os paracircmetros de rede encontram-se na tabela 4
Tabela 4 Valores de Rwp e 1205362 obtidos nos refinamentos realizados durante o processo de moagem
mecacircnica para o Bi3Ni
Com os resultados obtidos nos refinamentos determinou-se as contribuiccedilotildees em
porcentagem de cada fase em funccedilatildeo do tempo de moagem Verifica-se que apoacutes a primeira
hora de moagem natildeo se identifica no difratograma a presenccedila de Ni entretanto a fase de Bi3Ni
continua nucleando indicando que ainda existe niacutequel disponiacutevel para a formaccedilatildeo desta fase
Pode-se conceber algumas hipoacuteteses para este fato A primeira refere-se agrave sensibilidade do
equipamento de DRX que natildeo identifica precisamente elementos com fraccedilatildeo de fase menor
que 10 Outa hipoacutetese provaacutevel pode ser atribuiacutea a uma adesatildeo do niacutequel nas paredes do jarro
de moagem ou nas esferas de accedilo tendo em vista sua ductilidade
Na Figura 28 foi plotado a fraccedilatildeo de cada uma das fases presentes no processo de
moagem em funccedilatildeo do tempo Fica evidente que apoacutes a primeira hora a fraccedilatildeo de fase do niacutequel
eacute zero mas continua ocorrendo a nucleaccedilatildeo do Bi3Ni que estabiliza em 13 horas
TEMPO DE MOAGEM RWP 1205362 PARAcircMETROS DE REDE DO BI3NI
a (Å) b (Å) c (Å) Volume (Å3)
4 HORAS 77 139 8890(9) 4102(1) 11502(1) 41949(6)
7 HORAS 70 137 8891(3) 4106(1) 11500(1) 41986(9)
10 HORAS 71 131 8888(1) 4104(8) 11495(1) 41939(5)
13 HORAS 65 124 8893(5) 4104(3) 11507(1) 42003(2)
16 HORAS 64 124 8888(7) 4102(9) 11499(9) 41940(1)
19 HORAS 63 123 8894(1) 4105(1) 11506(5) 42012(3)
48
Figura 28 Fraccedilatildeo das fases de Ni Bi e Bi3Ni em funccedilatildeo do tempo de moagem
Utilizando-se a equaccedilatildeo 7 com os dados obtidos no refinamento pelo MR calculou-se
o tamanho meacutedio dos cristalitos de Bi3Ni em funccedilatildeo do tempo de moagem Na Figura 29
apresenta-se em forma de um graacutefico os valores obtidos Observamos que entre a quarta e a
seacutetima hora haacute um aumento aproximado de 14 no tamanho meacutedio do cristalito pode-se
atribuir esse aumento a uma possiacutevel deformaccedilatildeo plaacutestica da amostra acarretando num
acreacutescimo da aacuterea de superfiacutecie o que aumentaria progressivamente a probabilidade de
soldagem a frio dessas partiacuteculas gerando assim um aumento do tamanho meacutedio do cristalito
Entre a seacutetima e a deacutecima hora de moagem ocorre uma reduccedilatildeo de 26 no tamanho do
cristalito maior valor percentual obtido entre intervalos de moagem Entre a deacutecima sexta e a
deacutecima nona hora haacute uma estabilizaccedilatildeo no processo de reduccedilatildeo do tamanho de cristalito
Obtivemos no final do processo uma reduccedilatildeo total de aproximadamente 59 o que representa
um tamanho meacutedio de cristalito na ordem de 2653 nm
Plota-se na Figura 29 um graacutefico com tamanho meacutedio de cristalito do composto Bi3Ni
em funccedilatildeo do tempo de moagem
0 5 10 15 20
0
20
40
60
80
100
Fra
ccedilao d
e fases (
)
Tempo de moagem ( horas)
Bi
Bi3Ni
Ni
49
Figura 29 Tamanho meacutedio de cristalito de Bi3Ni em funccedilatildeo do tempo de moagem
Natildeo houve formaccedilatildeo de novas fases ou aparentemente quaisquer outras alteraccedilotildees
significativas apoacutes a deacutecima terceira hora de moagem Os uacutenicos efeitos com a continuaccedilatildeo da
moagem foram a melhora da cristalizaccedilatildeo da fase de interesse e o aumento de intensidade do
perfil referente a fase amorfa Poreacutem o processo de moagem totalizou 19 horas a finalidade
deste intervalo apoacutes a estabilizaccedilatildeo de formaccedilatildeo da fase pretendida foi verificar a possibilidade
de oxidaccedilatildeo da amostra que ficou exposta ao ambiente durante a execuccedilatildeo do DRX
Observa-se nos difratogramas da Figura 24 a formaccedilatildeo de uma acentuada elevaccedilatildeo na
linha de base entre a faixa de 2θ que vai de aproximadamente 26deg a 36deg A forma ou perfil
dessa elevaccedilatildeo eacute um forte indicio do aparecimento de uma fase amorfa Para alcanccedilar bom
acordo nos refinamentos Rietveld foram necessaacuterios 20 termos na funccedilatildeo polinomial de
Chebyshev para descrever estas linhas de base (background)
Analisando-se portanto os difratogramas referentes agraves etapas de 10 13 16 e 19 horas
eacute possiacutevel identificar o crescimento dessa fase amorfa conforme mostramos na Figura 30
4 6 8 10 12 14 16 18 20
25
30
35
40
45
50
55
Ta
ma
nh
o m
eacuted
io d
e c
rista
lito
(n
m)
Tempo de moagem (horas)
50
Estas curvas satildeo particularmente interessantes uma vez que podemos avaliar as
distacircncias R entre os primeiros vizinhos da fase desordenada aplicando a equaccedilatildeo de Ehrenfest
que pode ser expressa como [56]
2Rsen(θ) = 123λ (14)
O maacuteximo destas curvas correspondem a 2θ ~29o o que nos leva a distacircncias aproximada
de 38 Aring Esta distacircncia natildeo fere nenhum viacutenculo de distancias entre os atamos para
Ni-Ni~248 Aring Ni-Bi~ 278 Aring Bi-Bi~308 Aring Bi-O~214 Aring
Figura 30 Comparaccedilatildeo das funccedilotildees de background para a amostra moiacuteda por 10 13 16 e 19 horas
Com objetivo de avaliar com mais detalhes a estrutura nanocristalina e amorfa
realizamos medidas de difraccedilatildeo com configuraccedilotildees que produzissem uma maior qualidade nos
dados obtidos utilizamos uma cacircmara com baixo vaacutecuo e aumentamos o tempo de aquisiccedilatildeo
dos dados
A Figura 31 mostra o padratildeo obtido para a amostra final moiacuteda por 19 horas
Destacamos a evidente fase amorfa que se forma
10 20 30 40 50 60 70 80
19 horas
16 horas
13 horas
10 horas
Inte
nsid
ade (
u a)
2 (graus)
51
Figura 31 Formaccedilatildeo da fase amorfa na amostra de Bi3Ni apoacutes 19 horas de moagem
Comparando o padratildeo de DRX obtido para amostra moiacuteda por 19 horas com o
difratograma padratildeo de Bi3Ni (cartatildeo nuacutemero 391336 do ICSD) pode-se constatar a
equivalecircncia dos picos conforme apresentada Figura 32
Com os difratogramas de maior resoluccedilatildeo verificamos a presenccedila embora em uma
pequena fraccedilatildeo de Bi (ICSD no 64703) Assim como uma ligeira sugestatildeo da existecircncia de
Bi2O3 (ICSD no 41764) vislumbra-se essa fase em virtude da possiacutevel oxidaccedilatildeo da amostra
devido as sucessivas aberturas do jarro de moagem para realizaccedilatildeo do DRX entretanto
diferentemente do que se percebe para o bismuto natildeo haacute nenhum pico referente ao oxido de
bismuto
Na posiccedilatildeo de 2θ~27o existe um pico caracteriacutestico do Bi2O3 entretanto mesmo com a
melhor resoluccedilatildeo do DRX natildeo eacute possiacutevel distinguir claramente a fase do oxido de bismuto
assim durante o processo de refinamento pelo MR natildeo foi adicionada a fase relativa ao oxido
O refinamento pelo meacutetodo de Rietveld referente a amostra moiacuteda por 19h encontra-se
na Figura 33 percebe-se a boa concordacircncia obtida para a fase de interesse Bi3Ni e a fase
20 30 40 50 60 70 80
Bi
Inte
nsid
ade (
u a)
2 (graus)
Bi
20 25 30 35 40 45
52
amorfa O asterisco indicando o pico principal do Bi salienta que essa fase por contribuir
modestamente em um difratograma tatildeo complexo natildeo eacute bem ajustada
Figura 32 Difratograma da amostra moiacuteda 19h em conjunto com os CIFs de o Bi3Ni Bi e Bi2O3
Figura 33 Difratograma da amostra moiacuteda 19h e refinada por meacutetodo de Rietveld partindo dos CIFs
do Bi3Ni Bi
20 30 40 50 60 70 80
19 horas
Bi3Ni
Bi
Bi2O
3
In
tensid
ade (
u a)
2 (graus)
25 30 35 40
20 30 40 50 60 70 80
Experimental (19h)
Calculado
Residual
Inte
nsid
ade (
u a)
2 (graus)
20 25 30 35 40 45 50
53
Os trabalhos cientiacuteficos que versam sobre a produccedilatildeo e a caracterizaccedilatildeo do composto
Bi3Ni descrevem que a siacutentese pode ser realizada por vaacuterios mecanismos normalmente as
metodologias mais usadas para obtenccedilatildeo envolvem os processos em meio quiacutemico a
eletrodeposiccedilatildeo e a solidificaccedilatildeo raacutepida Em alguns casos utilizou-se longos processos teacutermicos
que envolvem a permanecircncia da amostra num forno de resistecircncia a 1100 degC durante 3 dias
[13] ou processos de sinterizaccedilatildeo com recozimento a vaacutecuo a temperatura de 1000 degC por 24
horas [15] Relata-se tambeacutem que conforme ocorreu neste trabalho algumas amostras
apresentam pequenos traccedilos de Bi em sua composiccedilatildeo final [13]
Dessa forma o primeiro desafio desse trabalho foi produzir uma fase uacutenica de Bi3Ni por
meio da moagem mecacircnica entretanto verificou-se no resultado obtido no DRX e no
refinamento pelo MR que a fase de Bi3Ni embora apresente uma fraccedilatildeo de 999 ainda possui
leves traccedilos do pico mais intenso de bismuto (indicado por um asterisco na Figura 33) Uma
proposta futura seria portanto acrescentar uma pequena quantidade de Ni para interagir com
esse Bi remanescente
42 Medidas de DRX in situ
Com o objetivo de estudar a estabilidade teacutermica e acompanhar a evoluccedilatildeo estrutural da
amostra em funccedilatildeo da temperatura foram realizadas medidas de DRX in situ conforme
descrito nos procedimentos experimentais A Figura 34 apresenta os quatro difratogramas
obtidos
A temperatura de 25 oC observa-se uma fase uacutenica do composto Bi3Ni (com jaacute
mencionado anteriormente a amostra possui uma leve indicaccedilatildeo da presenccedila de bismuto) que
possui estrutura ortorrocircmbica e grupo espacial Pnma eacute a mesma apresentada na Figura 32
A medida que aumentamos a temperatura conforme descrito na seccedilatildeo 3 Figura 21
inicia-se uma transformaccedilatildeo do composto inicial para o crescimento da fase tetragonal de Bi2O3
(ICSD no 41764) e da fase precursora de Bi Essa alteraccedilatildeo na composiccedilatildeo da amostra ocorre
em virtude da degradaccedilatildeo da fase Bi3Ni que conforme eleva-se a temperatura tem sua fraccedilatildeo
diminuiacuteda conforme verifica-se na Figura 36 Embora as medidas in situ terem sido feitas em
baixo vaacutecuo natildeo foi impedido o crescimento do Bi2O3
54
Na Figura 34 encontram-se plotados os DRX referentes as medidas realizadas em 25o
250o 300o e 350 oC as curvas foram deslocadas verticalmente para melhor comparaccedilatildeo
Figura 34 Padratildeo observado nos DRX da amostra submetida a aquecimento
A temperatura de 250 oC temos a ocorrecircncia de trecircs fases Bi3Ni Bi2O3 e Bi
O refinamento estrutural pelo meacutetodo de Rietveld estaacute mostrado na Figura 35 Mesmo tratando-
se de uma amostra com um elevado nuacutemeros de pico aleacutem da presenccedila de uma fase amorfa o
acordo entre o experimental e o calculado eacute notaacutevel Os valores dos iacutendices de avaliaccedilatildeo da
qualidade do refinamento referentes as quatro medidas realizadas encontram-se na tabela 5
20 30 40 50 60 70 80
350 0C
300 0C
250 0C
Inte
nsid
ade (
ua
)
2 (graus)
25 0C
55
Figura 35 Padratildeo obtidos no refinamento pelo MR para amostra aquecida a 250 0C
Tabela 5 Valores de Chi2 e de Rwp obtidos nos refinamentos realizados durante o processo de
aquecimento
A temperatura de 300 oC comeccedila a formaccedilatildeo da uma nova fase cubica de grupo espacial
I23 o Bi12NiO19 em detrimento da diminuiccedilatildeo da fase de Bi3Ni Aleacutem do aumento da fraccedilatildeo
da fase de Bi2O3
Temperatura de realizaccedilatildeo da medida Rwp 1205362
25 0C 69 23
250 0C 83 18
300 0C 98 26
350 0C 99 25
10 20 30 40 50 60 70 80
Inte
nsid
ade (
ua
)
2 (graus)
Experimental
Calculado
Residual
250 0C
25 30 35 40
56
O uacuteltimo DRX foi realizado a 350 oC a principal alteraccedilatildeo dessa medida refere-se ao
fato da inexistecircncia de picos referentes agrave fase Bi3Ni A fase majoritaacuteria torna-se agora a fase
referente ao Bi e a fase Bi12NiO19 (indexado na base de dados PDF2 mas natildeo na base de dados
ICSD) permanece estaacutevel isto eacute sem alteraccedilotildees significativas em sua fraccedilatildeo O fato de estarem
presentes picos referentes ao Bi mesmo apoacutes termos ultrapassado a temperatura de fusatildeo pode
ser explicado levando-se em consideraccedilatildeo a baixa condutividade teacutermica do bismuto aliado ao
excesso de defeitos produzidos na moagem assim natildeo obteve-se a fusatildeo do elemento
Utilizamos os dados obtidos nos refinamentos para plotar o graacutefico exposto na Figura
36 onde eacute possiacutevel observar a fraccedilatildeo de cada fase em funccedilatildeo da temperatura de execuccedilatildeo do
DRX Percebe-se a raacutepida decomposiccedilatildeo da fase de Bi3Ni que entre 250 oC e 350 oC apresenta
uma reduccedilatildeo percentual de aproximadamente 88 concomitantemente ao crescimento
percentual da fase de Bi
Figura 36 Fraccedilotildees de fase em funccedilatildeo da temperatura de realizaccedilatildeo do DRX in situ
O DRX realizado na amostra a 350 oC eacute mostrado na Figura 37 em conjunto aos CIFs
das fases constituintes Para a fase Bi12NiO19 natildeo foi encontrado o CIF no banco de dados do
Inorganic Crystal Structure Database (ICSD) Para refinar utilizando o meacutetodo de Rietveld
partimos do protoacutetipo estrutural de Bi26-x Mx O40-y (M = Mg Al Co Ni) O CIF desta fase
25 75 125 175 225 275 325 375
0
20
40
60
80
100
Fra
ccedilao d
e F
ases (
)
Temperatura (0C)
Bi3Ni
Bi2O
3
Bi
Bi12
NiO19
57
resultante estaacute mostrado em vermelho na Figura 37 e uma representaccedilatildeo da ceacutelula unitaacuteria na
Figura 38 os aacutetomos de oxigecircnio estatildeo representados na cor vermelha e o niacutequel em verde
Figura 37 Padratildeo observado no DRX da amostra em 350 oC em comparaccedilatildeo com o CIF das fases
constituintes
Figura 38 Projeccedilatildeo do eixo a e em perspectiva do Bi12NiO19
10 20 30 40 50 60 70 80
Inte
nsid
ade (
ua
)
2(graus)
350 graus
Bi2O
3
Bi
Bi12
NiO19
20 25 30 35 40 45 50 55
58
O refinamento estrutural utilizando estas fases estaacute mostrado na Figura 39 e os valores
referentes aos paracircmetros de rede obtidos para o refinamento da fase Bi12NiO19 constam na
tabela 6
Figura 39 Padratildeo obtidos no refinamento pelo MR para amostra aquecida a 350 0C
Tabela 6 Paracircmetros da ceacutelula unitaacuteria da estrutura Bi12NiO19
A Figura 40 conteacutem as fotografias retiradas do forno do difratocircmetro antes e apoacutes a
realizaccedilatildeo da medida Eacute possiacutevel verificar que a amostra devido a dilataccedilatildeo volumeacutetrica e a
fusatildeo do bismuto transborda o porta amostra
Paracircmetros de Rede a = b=c=10258(8) Aring
Acircngulos α = β = γ = 900
Volume da ceacutelula 107966(2) Aring3
Grupo de simetria Cuacutebico
Grupo espacial I23
10 20 30 40 50 60 70 80
Inte
nsid
ade (
ua
)
2 (graus)
Calculado
Experimental
Residual
350 0C
20 25 30 35 40 45
59
Figura 40 Fotografia do forno do DRX antes a apoacutes a realizaccedilatildeo das medidas
43 Calorimetria Diferencial de Varredura (DSC)
Com a finalidade de estudar e melhor entender a evoluccedilatildeo estrutural da amostra
observada nas medidas in situ realizou-se medidas DSC conforme descrito nos procedimentos
experimentais a temperatura final foi de 550 oC
Na Figura 41 mostramos as medidas DSC feitas em diferentes taxas de aquecimento
realizadas na amostra moiacuteda por 19 horas Em todas as 4 medidas vemos comportamentos
exoteacutermicos e endoteacutermicos Os picos endoteacutermicos ocorreram a uma temperatura aproximada
de 270 0C temperatura essa equivalente ao ponto de fusatildeo do bismuto e foram atribuiacutedos a
fusatildeo do Bi ocorrida em duas etapas
Comparando-se os resultados obtidos nas medidas in situ onde observamos a nucleaccedilatildeo
de uma nova fase a partir da temperatura de 250 oC com os resultados obtidos no DSC podemos
concluir que o pico exoteacutermico presente no termograma corresponde agrave nucleaccedilatildeo da fase de
Bi2O3
Com a finalidade de calcular a energia de ativaccedilatildeo (Ea) necessaacuteria para promover essa
nucleaccedilatildeo aplicamos a metodologia proposta por Kissinger [2] Conforme indicado na Figura
41 as 4 medidas foram feitas com taxas de aquecimento de 25 5 10 e 20 oCmin
60
A Figura 42 mostra em detalhes a Figura 41 onde vemos os valores das temperaturas
de pico de cristalizaccedilatildeo (Tc) e as referidas taxas de aquecimento (120591) Como era esperado a
medida que a taxa de aquecimento aumenta a temperatura de pico tambem aumenta
Figura 41 Termograma DSC plotados em conjunto para os diferentes fluxos de calor
Figura 42 Espectros DSC com as temperaturas de pico e suas respectivas taxas de aquecimento
100 150 200 250 300 350 400 450 500 550
250Cmin
50Cmin
100Cmin
fluxo d
e c
alo
r (u
a)
Temperatura (0C)
200Cmin
exo
230 235 240 245 250 255 260 265 270 275 280 285
250Cmin
50Cmin
100Cmin
fluxo d
e c
alo
r (u
a )
Temperatura (0C)
242 0C
252 0C
266 0C
278 0C
200Cmin
exo
61
Com os dados fornecidos na Figura 42 pode-se calcular a energia de ativaccedilatildeo referente
a nucleaccedilatildeo da fase de Bi2O3 Plotando-se um graacutefico linear de ln(120591
1198791198882) versus
1
119879119888 onde o
coeficiente angular eacute (minus119864119886
119877) obteacutem-se a energia de ativaccedilatildeo A Figura 43 apresenta a
linearizaccedilatildeo da equaccedilatildeo 16 de onde se obteacutem a energia de ativaccedilatildeo do processo de nucleaccedilatildeo
do Bi2O3
Figura 43 Graacutefico linear do ln(120591
1198791198882) versus
1
119879119888
Logo considerando as relaccedilotildees anteriormente definidas eacute possiacutevel calcular a energia de
ativaccedilatildeo uma vez que m = (minus119864119886
119877) e R = 831 jmol K Desse modo a energia de ativaccedilatildeo
necessaacuteria para promover a nucleaccedilatildeo da fase Bi2O3 eacute de 12465 kJmol
A metodologia proposta permitiria tambeacutem calcular a energia de ativaccedilatildeo necessaacuteria
para cristalizar a fase amorfa as medidas de DSC foram planejadas ateacute a temperatura de
550 oC devido a limitaccedilotildees do equipamento poreacutem como fica evidente na Figura 41 natildeo se
observa nenhum pico exoteacutermico apoacutes os 350 oC que se possa estar associado a cristalizaccedilatildeo da
fase amorfa O pico exoteacutermico existente como jaacute mencionado ocorreu a uma temperatura que
variou de 242 0C agrave 278 0C e refere-se agrave nucleaccedilatildeo de fase
182 184 186 188 190 192 194
-115
-110
-105
-100
-95
ln (
T2 c)
1Tc (10
-3 k
-1)
62
44 Tratamento teacutermico
Apoacutes a realizaccedilatildeo das medidas de DRX in situ e das medidas de DSC a fase amorfa
ainda se encontrava presente assim foi realizado um tratamento teacutermico com a finalidade de
promover a cristalizaccedilatildeo da fase amorfa presente
O tratamento teacutermico foi realizado a uma taxa constante de 10 0Cmim ateacute a temperatura
de 800 0C com a atmosfera protegida por gaacutes argocircnio Na Figura 44 apresenta-se o difratograma
da amostra realizado apoacutes o do tratamento teacutermico vemos no detalhe que a acentuada elevaccedilatildeo
na linha de base entre a faixa de 2θ que vai de aproximadamente 26deg agrave 36deg e que corresponde
a fase amorfa desapareceu completamente
Figura 44 Difratograma da amostra apoacutes tratamento teacutermico
Para a amostra tratada termicamente foram identificadas trecircs fases similar ao observado
nas medias in situ a 350 oC foram identificadas a fase cuacutebica Bi12NiO19 a fase tetragonal de
Bi2O3 (ICSD no 41764) e a fase romboeacutedrica de Bismuto (ICSD no 64703) Na Figura 45
apresentamos o padratildeo observado plotado juntamente com o CIF das 3 fases identificadas
10 20 30 40 50 60 70 80
Inte
nsid
ad
e (
ua
)
2 (graus)
Pos Tratamento Teacutermico
20 25 30 35 40 45 50 55 60
63
Figura 45 Difratograma da amostra apoacutes tratamento teacutermico em conjunto com os CIFs de Bi Bi2O3 e
Bi12NiO19
Pode-se verificar no padratildeo do difratograma da Figura 45 que pelo formato da linha de
base obtida ocorreu a cristalizaccedilatildeo da fase amorfa e as fases identificadas correspondem aos
picos presentes no DRX da amostra
O refinamento realizado pelo MR confirmou a identificaccedilatildeo das fases contidas na
amostra no sentido da exata correspondecircncia entre os picos obtidos nos padrotildees calculados e
observados As fraccedilotildees das fases da amostra que sofreu tratamento teacutermico em comparaccedilatildeo com
as fraccedilotildees obtidas no DRX in situ estatildeo apresentados na tabela 7
Tabela 7 Fraccedilotildees das fases apoacutes tratamento teacutermico e DRX in situ a 350 oC
Fraccedilatildeo das fases Tratamento Teacutermico DRX in situ a 350 oC
Bi12NiO19 90 137
Bi2O3 89 20
Bi 11 663
10 20 30 40 50 60 70 80
Inte
nsid
ade (
ua
)
2 (graus)
Observado
Bi
Bi2O
3
Bi12
NiO19
25 30 35 40 45 50 55
64
O aumento da temperatura propicia a nucleaccedilatildeo das fases de Bi2O3 e Bi12NiO19 em
detrimento da diminuiccedilatildeo da fase Bi3Ni
O refinamento pelo meacutetodo de Rietveld para amostra que sofreu tratamento teacutermico
apresentou uma boa concordacircncia para os perfis calculado e experimental Nesse refinamento
foi utilizado o CIF modificado de Bi12NiO19 Na Figura 46 temos o padratildeo experimental e o
calculado obtidos no refinamento pelo MR
Figura 46 Padratildeo observado e experimental refinado pelo MR para amostra tratada termicamente
Compara-se na Figura 47 os difratogramas obtidos para amostra tratada termicamente e
para o DRX in situ a temperatura de 350 oC eacute possiacutevel identificar a correspondecircncia entre os
picos entretanto eacute notaacutevel a diferenccedila na linha de base do difratograma referente ao DRX in
situ contra o DRX da amostra submetida a tratamento teacutermico Pode-se concluir que para
ocorrer a cristalizaccedilatildeo da fase amorfa eacute necessaacuterio que a temperatura do tratamento teacutermico seja
superior a 550 0C
10 20 30 40 50 60 70 80
Inte
nsid
ade (
ua
)
2 (graus)
Calculado
Experimental
Residual
Pos Tratamento Teacutermico
65
Outro fenocircmeno perceptiacutevel eacute o deslocamento em 2θ da posiccedilatildeo dos picos O
difratograma da amostra que foi ao forno do DRX tem a posiccedilatildeo dos seus picos deslocados para
direita em comparaccedilatildeo ao observado no CIF do Bi12NiO19 e no DRX da amostra que passou
por tratamento teacutermico Podemos associar esse deslocamento a contraccedilatildeo do volume da ceacutelula
unitaacuteria Considerando o valor padratildeo do volume do composto Bi12NiO19 constante na tabela
5 ocorreu uma reduccedilatildeo de volume de aproximadamente 155 para amostra tratada
termicamente e uma variaccedilatildeo positiva de 005 para amostra do DRX in situ Na Figura 47
plotamos juntos os difratogramas da amostra tratada termicamente da amostra que realizou a
medida in situ a 350 0C e o CIF do Bi12NiO19
Figura 47 Difratogramas das amostras apoacutes tratamento teacutermico e DRX in situ em conjunto com o
CIF do Bi12NiO19
O tratamento teacutermico realizado produziu o resultado esperado cristalizando a fase
amorfa As fases presentes na amostra apoacutes a realizaccedilatildeo do tratamento estatildeo em conformidade
agraves encontradas nas medidas de DRX in situ
20 30 40 50 60 70 80
Bi
Inte
nsid
ade (
u a)
2 (graus)
Bi
20 25 30 35 40 45
66
5 CONCLUSAtildeO
A sintetizaccedilatildeo do composto nanoestruturado de Bi3Ni foi realizado de modo eficiente
apoacutes 13 horas de moagem mecacircnica
As medidas de difraccedilatildeo de Raio X possibilitaram acompanhar a evoluccedilatildeo estrutural e a
nucleaccedilatildeo da fase de Bi3Ni O refinamento realizado pelo Meacutetodo de Rietveld proporcionou a
quantificaccedilatildeo dos paracircmetros cristalograacuteficos tais como paracircmetros de rede volume da ceacutelula
unitaacuteria fraccedilatildeo das fases presentes e tamanho de cristalito Os fatores de qualidade e
convergecircncia alcanccedilaram valores satisfatoacuterios correspondendo a exata simulaccedilatildeo do padratildeo
observado
A anaacutelise teacutermica realizada por meio das medidas de DRX in situ permitiu o estudo da
estabilidade teacutermica e o acompanhamento da evoluccedilatildeo estrutural da amostra em funccedilatildeo da
temperatura Foi possiacutevel identificar duas novas fases presentes o Bi2O3 e Bi12NiO19 nucleadas
agraves custas da fase de Bi3Ni Na temperatura de 350 oC a amostra eacute composta das fases Bi12NiO19
Bi2O3 e Bi
As medidas de DSC realizadas ateacute a temperatura de 550 oC e com quatro diferentes
taxas de aquecimento foram utilizadas para se calcular com o uso da equaccedilatildeo de Kissinger a
energia de ativaccedilatildeo (Ea) necessaacuteria para promover a nucleaccedilatildeo do composto Bi12NiO19 que eacute de
12465 kJmol
O tratamento teacutermico no forno ateacute 800 oC promoveu o relaxamento dos defeitos e
tensotildees causadas durante a moagem mecacircnica e a cristalizaccedilatildeo da fase amorfa natildeo sendo mais
possiacutevel identificar no DRX realizado o perfil referente a essa fase Identificou-se novamente a
fase Bi12NiO19 aleacutem da ocorrecircncia das fases de Bi2O3 e Bi jaacute identificadas nas medidas de
DRX in situ confirmando a consistecircncia dos resultados obtidos por dois ensaios diferentes
Pocircde-se verificar o mesmo fenocircmeno em todos os ensaios que envolveram o
aquecimento da amostra Ao aquecer-se o Bi3Ni ocorre um processo de oxidaccedilatildeo que resulta
na formaccedilatildeo da fase de Bi2O3 e a fase de Bi12NiO19 todas associadas ao consumo de Bi da fase
Bi3Ni
Para realizaccedilatildeo de estudos futuros com o intuito de se obter a fase uacutenica de Bi3Ni
pode-se alterar ligeiramente as massas dos produtos com a adiccedilatildeo de um pouco de niacutequel
67
Pode-se melhorar o controle das condiccedilotildees de realizaccedilatildeo dos tratamentos teacutermicos com o
intuito de se evitar a oxidaccedilatildeo A realizaccedilatildeo de medidas de DSC ateacute a temperatura de 800 0C
poderaacute revelar picos exoteacutermicos e propiciar condiccedilotildees para se calcular a energia necessaacuteria
para promover a cristalizaccedilatildeo da fase amorfa
68
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46
Figura 26 Difratograma da amostra moiacuteda durante 4 horas (curva com ruiacutedo) e o padratildeo idealizado
do Bi3Ni calculado a partir do arquivo CIF (cartatildeo ICSD no 391336)
Figura 27 Padratildeo observado no DRX (4horas) calculado e residual obtidos no refinamento pelo MR
10 20 30 40 50 60 70 80
23 24 25 26 27 28 29 30 31 32 33
Inte
nsid
ade (
ua
)
2(graus)
4 horas
CIF Bi3Ni
10 20 30 40 50 60 70 80
Experimental
Calculado
Residual
Inte
nsid
ade (
u a)
2 (graus)
4 horas
25 30 35 40 45
47
Em todas as etapas do processo de moagem foram obtidos refinamentos com iacutendices de
qualidade muito semelhantes Natildeo houve alteraccedilatildeo nos acircngulos da ceacutelula unitaacuteria do composto
de Bi3Ni que permanecerem com α= β= λ = 90o Os valores obtidos para os iacutendices de avaliaccedilatildeo
da qualidade e os paracircmetros de rede encontram-se na tabela 4
Tabela 4 Valores de Rwp e 1205362 obtidos nos refinamentos realizados durante o processo de moagem
mecacircnica para o Bi3Ni
Com os resultados obtidos nos refinamentos determinou-se as contribuiccedilotildees em
porcentagem de cada fase em funccedilatildeo do tempo de moagem Verifica-se que apoacutes a primeira
hora de moagem natildeo se identifica no difratograma a presenccedila de Ni entretanto a fase de Bi3Ni
continua nucleando indicando que ainda existe niacutequel disponiacutevel para a formaccedilatildeo desta fase
Pode-se conceber algumas hipoacuteteses para este fato A primeira refere-se agrave sensibilidade do
equipamento de DRX que natildeo identifica precisamente elementos com fraccedilatildeo de fase menor
que 10 Outa hipoacutetese provaacutevel pode ser atribuiacutea a uma adesatildeo do niacutequel nas paredes do jarro
de moagem ou nas esferas de accedilo tendo em vista sua ductilidade
Na Figura 28 foi plotado a fraccedilatildeo de cada uma das fases presentes no processo de
moagem em funccedilatildeo do tempo Fica evidente que apoacutes a primeira hora a fraccedilatildeo de fase do niacutequel
eacute zero mas continua ocorrendo a nucleaccedilatildeo do Bi3Ni que estabiliza em 13 horas
TEMPO DE MOAGEM RWP 1205362 PARAcircMETROS DE REDE DO BI3NI
a (Å) b (Å) c (Å) Volume (Å3)
4 HORAS 77 139 8890(9) 4102(1) 11502(1) 41949(6)
7 HORAS 70 137 8891(3) 4106(1) 11500(1) 41986(9)
10 HORAS 71 131 8888(1) 4104(8) 11495(1) 41939(5)
13 HORAS 65 124 8893(5) 4104(3) 11507(1) 42003(2)
16 HORAS 64 124 8888(7) 4102(9) 11499(9) 41940(1)
19 HORAS 63 123 8894(1) 4105(1) 11506(5) 42012(3)
48
Figura 28 Fraccedilatildeo das fases de Ni Bi e Bi3Ni em funccedilatildeo do tempo de moagem
Utilizando-se a equaccedilatildeo 7 com os dados obtidos no refinamento pelo MR calculou-se
o tamanho meacutedio dos cristalitos de Bi3Ni em funccedilatildeo do tempo de moagem Na Figura 29
apresenta-se em forma de um graacutefico os valores obtidos Observamos que entre a quarta e a
seacutetima hora haacute um aumento aproximado de 14 no tamanho meacutedio do cristalito pode-se
atribuir esse aumento a uma possiacutevel deformaccedilatildeo plaacutestica da amostra acarretando num
acreacutescimo da aacuterea de superfiacutecie o que aumentaria progressivamente a probabilidade de
soldagem a frio dessas partiacuteculas gerando assim um aumento do tamanho meacutedio do cristalito
Entre a seacutetima e a deacutecima hora de moagem ocorre uma reduccedilatildeo de 26 no tamanho do
cristalito maior valor percentual obtido entre intervalos de moagem Entre a deacutecima sexta e a
deacutecima nona hora haacute uma estabilizaccedilatildeo no processo de reduccedilatildeo do tamanho de cristalito
Obtivemos no final do processo uma reduccedilatildeo total de aproximadamente 59 o que representa
um tamanho meacutedio de cristalito na ordem de 2653 nm
Plota-se na Figura 29 um graacutefico com tamanho meacutedio de cristalito do composto Bi3Ni
em funccedilatildeo do tempo de moagem
0 5 10 15 20
0
20
40
60
80
100
Fra
ccedilao d
e fases (
)
Tempo de moagem ( horas)
Bi
Bi3Ni
Ni
49
Figura 29 Tamanho meacutedio de cristalito de Bi3Ni em funccedilatildeo do tempo de moagem
Natildeo houve formaccedilatildeo de novas fases ou aparentemente quaisquer outras alteraccedilotildees
significativas apoacutes a deacutecima terceira hora de moagem Os uacutenicos efeitos com a continuaccedilatildeo da
moagem foram a melhora da cristalizaccedilatildeo da fase de interesse e o aumento de intensidade do
perfil referente a fase amorfa Poreacutem o processo de moagem totalizou 19 horas a finalidade
deste intervalo apoacutes a estabilizaccedilatildeo de formaccedilatildeo da fase pretendida foi verificar a possibilidade
de oxidaccedilatildeo da amostra que ficou exposta ao ambiente durante a execuccedilatildeo do DRX
Observa-se nos difratogramas da Figura 24 a formaccedilatildeo de uma acentuada elevaccedilatildeo na
linha de base entre a faixa de 2θ que vai de aproximadamente 26deg a 36deg A forma ou perfil
dessa elevaccedilatildeo eacute um forte indicio do aparecimento de uma fase amorfa Para alcanccedilar bom
acordo nos refinamentos Rietveld foram necessaacuterios 20 termos na funccedilatildeo polinomial de
Chebyshev para descrever estas linhas de base (background)
Analisando-se portanto os difratogramas referentes agraves etapas de 10 13 16 e 19 horas
eacute possiacutevel identificar o crescimento dessa fase amorfa conforme mostramos na Figura 30
4 6 8 10 12 14 16 18 20
25
30
35
40
45
50
55
Ta
ma
nh
o m
eacuted
io d
e c
rista
lito
(n
m)
Tempo de moagem (horas)
50
Estas curvas satildeo particularmente interessantes uma vez que podemos avaliar as
distacircncias R entre os primeiros vizinhos da fase desordenada aplicando a equaccedilatildeo de Ehrenfest
que pode ser expressa como [56]
2Rsen(θ) = 123λ (14)
O maacuteximo destas curvas correspondem a 2θ ~29o o que nos leva a distacircncias aproximada
de 38 Aring Esta distacircncia natildeo fere nenhum viacutenculo de distancias entre os atamos para
Ni-Ni~248 Aring Ni-Bi~ 278 Aring Bi-Bi~308 Aring Bi-O~214 Aring
Figura 30 Comparaccedilatildeo das funccedilotildees de background para a amostra moiacuteda por 10 13 16 e 19 horas
Com objetivo de avaliar com mais detalhes a estrutura nanocristalina e amorfa
realizamos medidas de difraccedilatildeo com configuraccedilotildees que produzissem uma maior qualidade nos
dados obtidos utilizamos uma cacircmara com baixo vaacutecuo e aumentamos o tempo de aquisiccedilatildeo
dos dados
A Figura 31 mostra o padratildeo obtido para a amostra final moiacuteda por 19 horas
Destacamos a evidente fase amorfa que se forma
10 20 30 40 50 60 70 80
19 horas
16 horas
13 horas
10 horas
Inte
nsid
ade (
u a)
2 (graus)
51
Figura 31 Formaccedilatildeo da fase amorfa na amostra de Bi3Ni apoacutes 19 horas de moagem
Comparando o padratildeo de DRX obtido para amostra moiacuteda por 19 horas com o
difratograma padratildeo de Bi3Ni (cartatildeo nuacutemero 391336 do ICSD) pode-se constatar a
equivalecircncia dos picos conforme apresentada Figura 32
Com os difratogramas de maior resoluccedilatildeo verificamos a presenccedila embora em uma
pequena fraccedilatildeo de Bi (ICSD no 64703) Assim como uma ligeira sugestatildeo da existecircncia de
Bi2O3 (ICSD no 41764) vislumbra-se essa fase em virtude da possiacutevel oxidaccedilatildeo da amostra
devido as sucessivas aberturas do jarro de moagem para realizaccedilatildeo do DRX entretanto
diferentemente do que se percebe para o bismuto natildeo haacute nenhum pico referente ao oxido de
bismuto
Na posiccedilatildeo de 2θ~27o existe um pico caracteriacutestico do Bi2O3 entretanto mesmo com a
melhor resoluccedilatildeo do DRX natildeo eacute possiacutevel distinguir claramente a fase do oxido de bismuto
assim durante o processo de refinamento pelo MR natildeo foi adicionada a fase relativa ao oxido
O refinamento pelo meacutetodo de Rietveld referente a amostra moiacuteda por 19h encontra-se
na Figura 33 percebe-se a boa concordacircncia obtida para a fase de interesse Bi3Ni e a fase
20 30 40 50 60 70 80
Bi
Inte
nsid
ade (
u a)
2 (graus)
Bi
20 25 30 35 40 45
52
amorfa O asterisco indicando o pico principal do Bi salienta que essa fase por contribuir
modestamente em um difratograma tatildeo complexo natildeo eacute bem ajustada
Figura 32 Difratograma da amostra moiacuteda 19h em conjunto com os CIFs de o Bi3Ni Bi e Bi2O3
Figura 33 Difratograma da amostra moiacuteda 19h e refinada por meacutetodo de Rietveld partindo dos CIFs
do Bi3Ni Bi
20 30 40 50 60 70 80
19 horas
Bi3Ni
Bi
Bi2O
3
In
tensid
ade (
u a)
2 (graus)
25 30 35 40
20 30 40 50 60 70 80
Experimental (19h)
Calculado
Residual
Inte
nsid
ade (
u a)
2 (graus)
20 25 30 35 40 45 50
53
Os trabalhos cientiacuteficos que versam sobre a produccedilatildeo e a caracterizaccedilatildeo do composto
Bi3Ni descrevem que a siacutentese pode ser realizada por vaacuterios mecanismos normalmente as
metodologias mais usadas para obtenccedilatildeo envolvem os processos em meio quiacutemico a
eletrodeposiccedilatildeo e a solidificaccedilatildeo raacutepida Em alguns casos utilizou-se longos processos teacutermicos
que envolvem a permanecircncia da amostra num forno de resistecircncia a 1100 degC durante 3 dias
[13] ou processos de sinterizaccedilatildeo com recozimento a vaacutecuo a temperatura de 1000 degC por 24
horas [15] Relata-se tambeacutem que conforme ocorreu neste trabalho algumas amostras
apresentam pequenos traccedilos de Bi em sua composiccedilatildeo final [13]
Dessa forma o primeiro desafio desse trabalho foi produzir uma fase uacutenica de Bi3Ni por
meio da moagem mecacircnica entretanto verificou-se no resultado obtido no DRX e no
refinamento pelo MR que a fase de Bi3Ni embora apresente uma fraccedilatildeo de 999 ainda possui
leves traccedilos do pico mais intenso de bismuto (indicado por um asterisco na Figura 33) Uma
proposta futura seria portanto acrescentar uma pequena quantidade de Ni para interagir com
esse Bi remanescente
42 Medidas de DRX in situ
Com o objetivo de estudar a estabilidade teacutermica e acompanhar a evoluccedilatildeo estrutural da
amostra em funccedilatildeo da temperatura foram realizadas medidas de DRX in situ conforme
descrito nos procedimentos experimentais A Figura 34 apresenta os quatro difratogramas
obtidos
A temperatura de 25 oC observa-se uma fase uacutenica do composto Bi3Ni (com jaacute
mencionado anteriormente a amostra possui uma leve indicaccedilatildeo da presenccedila de bismuto) que
possui estrutura ortorrocircmbica e grupo espacial Pnma eacute a mesma apresentada na Figura 32
A medida que aumentamos a temperatura conforme descrito na seccedilatildeo 3 Figura 21
inicia-se uma transformaccedilatildeo do composto inicial para o crescimento da fase tetragonal de Bi2O3
(ICSD no 41764) e da fase precursora de Bi Essa alteraccedilatildeo na composiccedilatildeo da amostra ocorre
em virtude da degradaccedilatildeo da fase Bi3Ni que conforme eleva-se a temperatura tem sua fraccedilatildeo
diminuiacuteda conforme verifica-se na Figura 36 Embora as medidas in situ terem sido feitas em
baixo vaacutecuo natildeo foi impedido o crescimento do Bi2O3
54
Na Figura 34 encontram-se plotados os DRX referentes as medidas realizadas em 25o
250o 300o e 350 oC as curvas foram deslocadas verticalmente para melhor comparaccedilatildeo
Figura 34 Padratildeo observado nos DRX da amostra submetida a aquecimento
A temperatura de 250 oC temos a ocorrecircncia de trecircs fases Bi3Ni Bi2O3 e Bi
O refinamento estrutural pelo meacutetodo de Rietveld estaacute mostrado na Figura 35 Mesmo tratando-
se de uma amostra com um elevado nuacutemeros de pico aleacutem da presenccedila de uma fase amorfa o
acordo entre o experimental e o calculado eacute notaacutevel Os valores dos iacutendices de avaliaccedilatildeo da
qualidade do refinamento referentes as quatro medidas realizadas encontram-se na tabela 5
20 30 40 50 60 70 80
350 0C
300 0C
250 0C
Inte
nsid
ade (
ua
)
2 (graus)
25 0C
55
Figura 35 Padratildeo obtidos no refinamento pelo MR para amostra aquecida a 250 0C
Tabela 5 Valores de Chi2 e de Rwp obtidos nos refinamentos realizados durante o processo de
aquecimento
A temperatura de 300 oC comeccedila a formaccedilatildeo da uma nova fase cubica de grupo espacial
I23 o Bi12NiO19 em detrimento da diminuiccedilatildeo da fase de Bi3Ni Aleacutem do aumento da fraccedilatildeo
da fase de Bi2O3
Temperatura de realizaccedilatildeo da medida Rwp 1205362
25 0C 69 23
250 0C 83 18
300 0C 98 26
350 0C 99 25
10 20 30 40 50 60 70 80
Inte
nsid
ade (
ua
)
2 (graus)
Experimental
Calculado
Residual
250 0C
25 30 35 40
56
O uacuteltimo DRX foi realizado a 350 oC a principal alteraccedilatildeo dessa medida refere-se ao
fato da inexistecircncia de picos referentes agrave fase Bi3Ni A fase majoritaacuteria torna-se agora a fase
referente ao Bi e a fase Bi12NiO19 (indexado na base de dados PDF2 mas natildeo na base de dados
ICSD) permanece estaacutevel isto eacute sem alteraccedilotildees significativas em sua fraccedilatildeo O fato de estarem
presentes picos referentes ao Bi mesmo apoacutes termos ultrapassado a temperatura de fusatildeo pode
ser explicado levando-se em consideraccedilatildeo a baixa condutividade teacutermica do bismuto aliado ao
excesso de defeitos produzidos na moagem assim natildeo obteve-se a fusatildeo do elemento
Utilizamos os dados obtidos nos refinamentos para plotar o graacutefico exposto na Figura
36 onde eacute possiacutevel observar a fraccedilatildeo de cada fase em funccedilatildeo da temperatura de execuccedilatildeo do
DRX Percebe-se a raacutepida decomposiccedilatildeo da fase de Bi3Ni que entre 250 oC e 350 oC apresenta
uma reduccedilatildeo percentual de aproximadamente 88 concomitantemente ao crescimento
percentual da fase de Bi
Figura 36 Fraccedilotildees de fase em funccedilatildeo da temperatura de realizaccedilatildeo do DRX in situ
O DRX realizado na amostra a 350 oC eacute mostrado na Figura 37 em conjunto aos CIFs
das fases constituintes Para a fase Bi12NiO19 natildeo foi encontrado o CIF no banco de dados do
Inorganic Crystal Structure Database (ICSD) Para refinar utilizando o meacutetodo de Rietveld
partimos do protoacutetipo estrutural de Bi26-x Mx O40-y (M = Mg Al Co Ni) O CIF desta fase
25 75 125 175 225 275 325 375
0
20
40
60
80
100
Fra
ccedilao d
e F
ases (
)
Temperatura (0C)
Bi3Ni
Bi2O
3
Bi
Bi12
NiO19
57
resultante estaacute mostrado em vermelho na Figura 37 e uma representaccedilatildeo da ceacutelula unitaacuteria na
Figura 38 os aacutetomos de oxigecircnio estatildeo representados na cor vermelha e o niacutequel em verde
Figura 37 Padratildeo observado no DRX da amostra em 350 oC em comparaccedilatildeo com o CIF das fases
constituintes
Figura 38 Projeccedilatildeo do eixo a e em perspectiva do Bi12NiO19
10 20 30 40 50 60 70 80
Inte
nsid
ade (
ua
)
2(graus)
350 graus
Bi2O
3
Bi
Bi12
NiO19
20 25 30 35 40 45 50 55
58
O refinamento estrutural utilizando estas fases estaacute mostrado na Figura 39 e os valores
referentes aos paracircmetros de rede obtidos para o refinamento da fase Bi12NiO19 constam na
tabela 6
Figura 39 Padratildeo obtidos no refinamento pelo MR para amostra aquecida a 350 0C
Tabela 6 Paracircmetros da ceacutelula unitaacuteria da estrutura Bi12NiO19
A Figura 40 conteacutem as fotografias retiradas do forno do difratocircmetro antes e apoacutes a
realizaccedilatildeo da medida Eacute possiacutevel verificar que a amostra devido a dilataccedilatildeo volumeacutetrica e a
fusatildeo do bismuto transborda o porta amostra
Paracircmetros de Rede a = b=c=10258(8) Aring
Acircngulos α = β = γ = 900
Volume da ceacutelula 107966(2) Aring3
Grupo de simetria Cuacutebico
Grupo espacial I23
10 20 30 40 50 60 70 80
Inte
nsid
ade (
ua
)
2 (graus)
Calculado
Experimental
Residual
350 0C
20 25 30 35 40 45
59
Figura 40 Fotografia do forno do DRX antes a apoacutes a realizaccedilatildeo das medidas
43 Calorimetria Diferencial de Varredura (DSC)
Com a finalidade de estudar e melhor entender a evoluccedilatildeo estrutural da amostra
observada nas medidas in situ realizou-se medidas DSC conforme descrito nos procedimentos
experimentais a temperatura final foi de 550 oC
Na Figura 41 mostramos as medidas DSC feitas em diferentes taxas de aquecimento
realizadas na amostra moiacuteda por 19 horas Em todas as 4 medidas vemos comportamentos
exoteacutermicos e endoteacutermicos Os picos endoteacutermicos ocorreram a uma temperatura aproximada
de 270 0C temperatura essa equivalente ao ponto de fusatildeo do bismuto e foram atribuiacutedos a
fusatildeo do Bi ocorrida em duas etapas
Comparando-se os resultados obtidos nas medidas in situ onde observamos a nucleaccedilatildeo
de uma nova fase a partir da temperatura de 250 oC com os resultados obtidos no DSC podemos
concluir que o pico exoteacutermico presente no termograma corresponde agrave nucleaccedilatildeo da fase de
Bi2O3
Com a finalidade de calcular a energia de ativaccedilatildeo (Ea) necessaacuteria para promover essa
nucleaccedilatildeo aplicamos a metodologia proposta por Kissinger [2] Conforme indicado na Figura
41 as 4 medidas foram feitas com taxas de aquecimento de 25 5 10 e 20 oCmin
60
A Figura 42 mostra em detalhes a Figura 41 onde vemos os valores das temperaturas
de pico de cristalizaccedilatildeo (Tc) e as referidas taxas de aquecimento (120591) Como era esperado a
medida que a taxa de aquecimento aumenta a temperatura de pico tambem aumenta
Figura 41 Termograma DSC plotados em conjunto para os diferentes fluxos de calor
Figura 42 Espectros DSC com as temperaturas de pico e suas respectivas taxas de aquecimento
100 150 200 250 300 350 400 450 500 550
250Cmin
50Cmin
100Cmin
fluxo d
e c
alo
r (u
a)
Temperatura (0C)
200Cmin
exo
230 235 240 245 250 255 260 265 270 275 280 285
250Cmin
50Cmin
100Cmin
fluxo d
e c
alo
r (u
a )
Temperatura (0C)
242 0C
252 0C
266 0C
278 0C
200Cmin
exo
61
Com os dados fornecidos na Figura 42 pode-se calcular a energia de ativaccedilatildeo referente
a nucleaccedilatildeo da fase de Bi2O3 Plotando-se um graacutefico linear de ln(120591
1198791198882) versus
1
119879119888 onde o
coeficiente angular eacute (minus119864119886
119877) obteacutem-se a energia de ativaccedilatildeo A Figura 43 apresenta a
linearizaccedilatildeo da equaccedilatildeo 16 de onde se obteacutem a energia de ativaccedilatildeo do processo de nucleaccedilatildeo
do Bi2O3
Figura 43 Graacutefico linear do ln(120591
1198791198882) versus
1
119879119888
Logo considerando as relaccedilotildees anteriormente definidas eacute possiacutevel calcular a energia de
ativaccedilatildeo uma vez que m = (minus119864119886
119877) e R = 831 jmol K Desse modo a energia de ativaccedilatildeo
necessaacuteria para promover a nucleaccedilatildeo da fase Bi2O3 eacute de 12465 kJmol
A metodologia proposta permitiria tambeacutem calcular a energia de ativaccedilatildeo necessaacuteria
para cristalizar a fase amorfa as medidas de DSC foram planejadas ateacute a temperatura de
550 oC devido a limitaccedilotildees do equipamento poreacutem como fica evidente na Figura 41 natildeo se
observa nenhum pico exoteacutermico apoacutes os 350 oC que se possa estar associado a cristalizaccedilatildeo da
fase amorfa O pico exoteacutermico existente como jaacute mencionado ocorreu a uma temperatura que
variou de 242 0C agrave 278 0C e refere-se agrave nucleaccedilatildeo de fase
182 184 186 188 190 192 194
-115
-110
-105
-100
-95
ln (
T2 c)
1Tc (10
-3 k
-1)
62
44 Tratamento teacutermico
Apoacutes a realizaccedilatildeo das medidas de DRX in situ e das medidas de DSC a fase amorfa
ainda se encontrava presente assim foi realizado um tratamento teacutermico com a finalidade de
promover a cristalizaccedilatildeo da fase amorfa presente
O tratamento teacutermico foi realizado a uma taxa constante de 10 0Cmim ateacute a temperatura
de 800 0C com a atmosfera protegida por gaacutes argocircnio Na Figura 44 apresenta-se o difratograma
da amostra realizado apoacutes o do tratamento teacutermico vemos no detalhe que a acentuada elevaccedilatildeo
na linha de base entre a faixa de 2θ que vai de aproximadamente 26deg agrave 36deg e que corresponde
a fase amorfa desapareceu completamente
Figura 44 Difratograma da amostra apoacutes tratamento teacutermico
Para a amostra tratada termicamente foram identificadas trecircs fases similar ao observado
nas medias in situ a 350 oC foram identificadas a fase cuacutebica Bi12NiO19 a fase tetragonal de
Bi2O3 (ICSD no 41764) e a fase romboeacutedrica de Bismuto (ICSD no 64703) Na Figura 45
apresentamos o padratildeo observado plotado juntamente com o CIF das 3 fases identificadas
10 20 30 40 50 60 70 80
Inte
nsid
ad
e (
ua
)
2 (graus)
Pos Tratamento Teacutermico
20 25 30 35 40 45 50 55 60
63
Figura 45 Difratograma da amostra apoacutes tratamento teacutermico em conjunto com os CIFs de Bi Bi2O3 e
Bi12NiO19
Pode-se verificar no padratildeo do difratograma da Figura 45 que pelo formato da linha de
base obtida ocorreu a cristalizaccedilatildeo da fase amorfa e as fases identificadas correspondem aos
picos presentes no DRX da amostra
O refinamento realizado pelo MR confirmou a identificaccedilatildeo das fases contidas na
amostra no sentido da exata correspondecircncia entre os picos obtidos nos padrotildees calculados e
observados As fraccedilotildees das fases da amostra que sofreu tratamento teacutermico em comparaccedilatildeo com
as fraccedilotildees obtidas no DRX in situ estatildeo apresentados na tabela 7
Tabela 7 Fraccedilotildees das fases apoacutes tratamento teacutermico e DRX in situ a 350 oC
Fraccedilatildeo das fases Tratamento Teacutermico DRX in situ a 350 oC
Bi12NiO19 90 137
Bi2O3 89 20
Bi 11 663
10 20 30 40 50 60 70 80
Inte
nsid
ade (
ua
)
2 (graus)
Observado
Bi
Bi2O
3
Bi12
NiO19
25 30 35 40 45 50 55
64
O aumento da temperatura propicia a nucleaccedilatildeo das fases de Bi2O3 e Bi12NiO19 em
detrimento da diminuiccedilatildeo da fase Bi3Ni
O refinamento pelo meacutetodo de Rietveld para amostra que sofreu tratamento teacutermico
apresentou uma boa concordacircncia para os perfis calculado e experimental Nesse refinamento
foi utilizado o CIF modificado de Bi12NiO19 Na Figura 46 temos o padratildeo experimental e o
calculado obtidos no refinamento pelo MR
Figura 46 Padratildeo observado e experimental refinado pelo MR para amostra tratada termicamente
Compara-se na Figura 47 os difratogramas obtidos para amostra tratada termicamente e
para o DRX in situ a temperatura de 350 oC eacute possiacutevel identificar a correspondecircncia entre os
picos entretanto eacute notaacutevel a diferenccedila na linha de base do difratograma referente ao DRX in
situ contra o DRX da amostra submetida a tratamento teacutermico Pode-se concluir que para
ocorrer a cristalizaccedilatildeo da fase amorfa eacute necessaacuterio que a temperatura do tratamento teacutermico seja
superior a 550 0C
10 20 30 40 50 60 70 80
Inte
nsid
ade (
ua
)
2 (graus)
Calculado
Experimental
Residual
Pos Tratamento Teacutermico
65
Outro fenocircmeno perceptiacutevel eacute o deslocamento em 2θ da posiccedilatildeo dos picos O
difratograma da amostra que foi ao forno do DRX tem a posiccedilatildeo dos seus picos deslocados para
direita em comparaccedilatildeo ao observado no CIF do Bi12NiO19 e no DRX da amostra que passou
por tratamento teacutermico Podemos associar esse deslocamento a contraccedilatildeo do volume da ceacutelula
unitaacuteria Considerando o valor padratildeo do volume do composto Bi12NiO19 constante na tabela
5 ocorreu uma reduccedilatildeo de volume de aproximadamente 155 para amostra tratada
termicamente e uma variaccedilatildeo positiva de 005 para amostra do DRX in situ Na Figura 47
plotamos juntos os difratogramas da amostra tratada termicamente da amostra que realizou a
medida in situ a 350 0C e o CIF do Bi12NiO19
Figura 47 Difratogramas das amostras apoacutes tratamento teacutermico e DRX in situ em conjunto com o
CIF do Bi12NiO19
O tratamento teacutermico realizado produziu o resultado esperado cristalizando a fase
amorfa As fases presentes na amostra apoacutes a realizaccedilatildeo do tratamento estatildeo em conformidade
agraves encontradas nas medidas de DRX in situ
20 30 40 50 60 70 80
Bi
Inte
nsid
ade (
u a)
2 (graus)
Bi
20 25 30 35 40 45
66
5 CONCLUSAtildeO
A sintetizaccedilatildeo do composto nanoestruturado de Bi3Ni foi realizado de modo eficiente
apoacutes 13 horas de moagem mecacircnica
As medidas de difraccedilatildeo de Raio X possibilitaram acompanhar a evoluccedilatildeo estrutural e a
nucleaccedilatildeo da fase de Bi3Ni O refinamento realizado pelo Meacutetodo de Rietveld proporcionou a
quantificaccedilatildeo dos paracircmetros cristalograacuteficos tais como paracircmetros de rede volume da ceacutelula
unitaacuteria fraccedilatildeo das fases presentes e tamanho de cristalito Os fatores de qualidade e
convergecircncia alcanccedilaram valores satisfatoacuterios correspondendo a exata simulaccedilatildeo do padratildeo
observado
A anaacutelise teacutermica realizada por meio das medidas de DRX in situ permitiu o estudo da
estabilidade teacutermica e o acompanhamento da evoluccedilatildeo estrutural da amostra em funccedilatildeo da
temperatura Foi possiacutevel identificar duas novas fases presentes o Bi2O3 e Bi12NiO19 nucleadas
agraves custas da fase de Bi3Ni Na temperatura de 350 oC a amostra eacute composta das fases Bi12NiO19
Bi2O3 e Bi
As medidas de DSC realizadas ateacute a temperatura de 550 oC e com quatro diferentes
taxas de aquecimento foram utilizadas para se calcular com o uso da equaccedilatildeo de Kissinger a
energia de ativaccedilatildeo (Ea) necessaacuteria para promover a nucleaccedilatildeo do composto Bi12NiO19 que eacute de
12465 kJmol
O tratamento teacutermico no forno ateacute 800 oC promoveu o relaxamento dos defeitos e
tensotildees causadas durante a moagem mecacircnica e a cristalizaccedilatildeo da fase amorfa natildeo sendo mais
possiacutevel identificar no DRX realizado o perfil referente a essa fase Identificou-se novamente a
fase Bi12NiO19 aleacutem da ocorrecircncia das fases de Bi2O3 e Bi jaacute identificadas nas medidas de
DRX in situ confirmando a consistecircncia dos resultados obtidos por dois ensaios diferentes
Pocircde-se verificar o mesmo fenocircmeno em todos os ensaios que envolveram o
aquecimento da amostra Ao aquecer-se o Bi3Ni ocorre um processo de oxidaccedilatildeo que resulta
na formaccedilatildeo da fase de Bi2O3 e a fase de Bi12NiO19 todas associadas ao consumo de Bi da fase
Bi3Ni
Para realizaccedilatildeo de estudos futuros com o intuito de se obter a fase uacutenica de Bi3Ni
pode-se alterar ligeiramente as massas dos produtos com a adiccedilatildeo de um pouco de niacutequel
67
Pode-se melhorar o controle das condiccedilotildees de realizaccedilatildeo dos tratamentos teacutermicos com o
intuito de se evitar a oxidaccedilatildeo A realizaccedilatildeo de medidas de DSC ateacute a temperatura de 800 0C
poderaacute revelar picos exoteacutermicos e propiciar condiccedilotildees para se calcular a energia necessaacuteria
para promover a cristalizaccedilatildeo da fase amorfa
68
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Em todas as etapas do processo de moagem foram obtidos refinamentos com iacutendices de
qualidade muito semelhantes Natildeo houve alteraccedilatildeo nos acircngulos da ceacutelula unitaacuteria do composto
de Bi3Ni que permanecerem com α= β= λ = 90o Os valores obtidos para os iacutendices de avaliaccedilatildeo
da qualidade e os paracircmetros de rede encontram-se na tabela 4
Tabela 4 Valores de Rwp e 1205362 obtidos nos refinamentos realizados durante o processo de moagem
mecacircnica para o Bi3Ni
Com os resultados obtidos nos refinamentos determinou-se as contribuiccedilotildees em
porcentagem de cada fase em funccedilatildeo do tempo de moagem Verifica-se que apoacutes a primeira
hora de moagem natildeo se identifica no difratograma a presenccedila de Ni entretanto a fase de Bi3Ni
continua nucleando indicando que ainda existe niacutequel disponiacutevel para a formaccedilatildeo desta fase
Pode-se conceber algumas hipoacuteteses para este fato A primeira refere-se agrave sensibilidade do
equipamento de DRX que natildeo identifica precisamente elementos com fraccedilatildeo de fase menor
que 10 Outa hipoacutetese provaacutevel pode ser atribuiacutea a uma adesatildeo do niacutequel nas paredes do jarro
de moagem ou nas esferas de accedilo tendo em vista sua ductilidade
Na Figura 28 foi plotado a fraccedilatildeo de cada uma das fases presentes no processo de
moagem em funccedilatildeo do tempo Fica evidente que apoacutes a primeira hora a fraccedilatildeo de fase do niacutequel
eacute zero mas continua ocorrendo a nucleaccedilatildeo do Bi3Ni que estabiliza em 13 horas
TEMPO DE MOAGEM RWP 1205362 PARAcircMETROS DE REDE DO BI3NI
a (Å) b (Å) c (Å) Volume (Å3)
4 HORAS 77 139 8890(9) 4102(1) 11502(1) 41949(6)
7 HORAS 70 137 8891(3) 4106(1) 11500(1) 41986(9)
10 HORAS 71 131 8888(1) 4104(8) 11495(1) 41939(5)
13 HORAS 65 124 8893(5) 4104(3) 11507(1) 42003(2)
16 HORAS 64 124 8888(7) 4102(9) 11499(9) 41940(1)
19 HORAS 63 123 8894(1) 4105(1) 11506(5) 42012(3)
48
Figura 28 Fraccedilatildeo das fases de Ni Bi e Bi3Ni em funccedilatildeo do tempo de moagem
Utilizando-se a equaccedilatildeo 7 com os dados obtidos no refinamento pelo MR calculou-se
o tamanho meacutedio dos cristalitos de Bi3Ni em funccedilatildeo do tempo de moagem Na Figura 29
apresenta-se em forma de um graacutefico os valores obtidos Observamos que entre a quarta e a
seacutetima hora haacute um aumento aproximado de 14 no tamanho meacutedio do cristalito pode-se
atribuir esse aumento a uma possiacutevel deformaccedilatildeo plaacutestica da amostra acarretando num
acreacutescimo da aacuterea de superfiacutecie o que aumentaria progressivamente a probabilidade de
soldagem a frio dessas partiacuteculas gerando assim um aumento do tamanho meacutedio do cristalito
Entre a seacutetima e a deacutecima hora de moagem ocorre uma reduccedilatildeo de 26 no tamanho do
cristalito maior valor percentual obtido entre intervalos de moagem Entre a deacutecima sexta e a
deacutecima nona hora haacute uma estabilizaccedilatildeo no processo de reduccedilatildeo do tamanho de cristalito
Obtivemos no final do processo uma reduccedilatildeo total de aproximadamente 59 o que representa
um tamanho meacutedio de cristalito na ordem de 2653 nm
Plota-se na Figura 29 um graacutefico com tamanho meacutedio de cristalito do composto Bi3Ni
em funccedilatildeo do tempo de moagem
0 5 10 15 20
0
20
40
60
80
100
Fra
ccedilao d
e fases (
)
Tempo de moagem ( horas)
Bi
Bi3Ni
Ni
49
Figura 29 Tamanho meacutedio de cristalito de Bi3Ni em funccedilatildeo do tempo de moagem
Natildeo houve formaccedilatildeo de novas fases ou aparentemente quaisquer outras alteraccedilotildees
significativas apoacutes a deacutecima terceira hora de moagem Os uacutenicos efeitos com a continuaccedilatildeo da
moagem foram a melhora da cristalizaccedilatildeo da fase de interesse e o aumento de intensidade do
perfil referente a fase amorfa Poreacutem o processo de moagem totalizou 19 horas a finalidade
deste intervalo apoacutes a estabilizaccedilatildeo de formaccedilatildeo da fase pretendida foi verificar a possibilidade
de oxidaccedilatildeo da amostra que ficou exposta ao ambiente durante a execuccedilatildeo do DRX
Observa-se nos difratogramas da Figura 24 a formaccedilatildeo de uma acentuada elevaccedilatildeo na
linha de base entre a faixa de 2θ que vai de aproximadamente 26deg a 36deg A forma ou perfil
dessa elevaccedilatildeo eacute um forte indicio do aparecimento de uma fase amorfa Para alcanccedilar bom
acordo nos refinamentos Rietveld foram necessaacuterios 20 termos na funccedilatildeo polinomial de
Chebyshev para descrever estas linhas de base (background)
Analisando-se portanto os difratogramas referentes agraves etapas de 10 13 16 e 19 horas
eacute possiacutevel identificar o crescimento dessa fase amorfa conforme mostramos na Figura 30
4 6 8 10 12 14 16 18 20
25
30
35
40
45
50
55
Ta
ma
nh
o m
eacuted
io d
e c
rista
lito
(n
m)
Tempo de moagem (horas)
50
Estas curvas satildeo particularmente interessantes uma vez que podemos avaliar as
distacircncias R entre os primeiros vizinhos da fase desordenada aplicando a equaccedilatildeo de Ehrenfest
que pode ser expressa como [56]
2Rsen(θ) = 123λ (14)
O maacuteximo destas curvas correspondem a 2θ ~29o o que nos leva a distacircncias aproximada
de 38 Aring Esta distacircncia natildeo fere nenhum viacutenculo de distancias entre os atamos para
Ni-Ni~248 Aring Ni-Bi~ 278 Aring Bi-Bi~308 Aring Bi-O~214 Aring
Figura 30 Comparaccedilatildeo das funccedilotildees de background para a amostra moiacuteda por 10 13 16 e 19 horas
Com objetivo de avaliar com mais detalhes a estrutura nanocristalina e amorfa
realizamos medidas de difraccedilatildeo com configuraccedilotildees que produzissem uma maior qualidade nos
dados obtidos utilizamos uma cacircmara com baixo vaacutecuo e aumentamos o tempo de aquisiccedilatildeo
dos dados
A Figura 31 mostra o padratildeo obtido para a amostra final moiacuteda por 19 horas
Destacamos a evidente fase amorfa que se forma
10 20 30 40 50 60 70 80
19 horas
16 horas
13 horas
10 horas
Inte
nsid
ade (
u a)
2 (graus)
51
Figura 31 Formaccedilatildeo da fase amorfa na amostra de Bi3Ni apoacutes 19 horas de moagem
Comparando o padratildeo de DRX obtido para amostra moiacuteda por 19 horas com o
difratograma padratildeo de Bi3Ni (cartatildeo nuacutemero 391336 do ICSD) pode-se constatar a
equivalecircncia dos picos conforme apresentada Figura 32
Com os difratogramas de maior resoluccedilatildeo verificamos a presenccedila embora em uma
pequena fraccedilatildeo de Bi (ICSD no 64703) Assim como uma ligeira sugestatildeo da existecircncia de
Bi2O3 (ICSD no 41764) vislumbra-se essa fase em virtude da possiacutevel oxidaccedilatildeo da amostra
devido as sucessivas aberturas do jarro de moagem para realizaccedilatildeo do DRX entretanto
diferentemente do que se percebe para o bismuto natildeo haacute nenhum pico referente ao oxido de
bismuto
Na posiccedilatildeo de 2θ~27o existe um pico caracteriacutestico do Bi2O3 entretanto mesmo com a
melhor resoluccedilatildeo do DRX natildeo eacute possiacutevel distinguir claramente a fase do oxido de bismuto
assim durante o processo de refinamento pelo MR natildeo foi adicionada a fase relativa ao oxido
O refinamento pelo meacutetodo de Rietveld referente a amostra moiacuteda por 19h encontra-se
na Figura 33 percebe-se a boa concordacircncia obtida para a fase de interesse Bi3Ni e a fase
20 30 40 50 60 70 80
Bi
Inte
nsid
ade (
u a)
2 (graus)
Bi
20 25 30 35 40 45
52
amorfa O asterisco indicando o pico principal do Bi salienta que essa fase por contribuir
modestamente em um difratograma tatildeo complexo natildeo eacute bem ajustada
Figura 32 Difratograma da amostra moiacuteda 19h em conjunto com os CIFs de o Bi3Ni Bi e Bi2O3
Figura 33 Difratograma da amostra moiacuteda 19h e refinada por meacutetodo de Rietveld partindo dos CIFs
do Bi3Ni Bi
20 30 40 50 60 70 80
19 horas
Bi3Ni
Bi
Bi2O
3
In
tensid
ade (
u a)
2 (graus)
25 30 35 40
20 30 40 50 60 70 80
Experimental (19h)
Calculado
Residual
Inte
nsid
ade (
u a)
2 (graus)
20 25 30 35 40 45 50
53
Os trabalhos cientiacuteficos que versam sobre a produccedilatildeo e a caracterizaccedilatildeo do composto
Bi3Ni descrevem que a siacutentese pode ser realizada por vaacuterios mecanismos normalmente as
metodologias mais usadas para obtenccedilatildeo envolvem os processos em meio quiacutemico a
eletrodeposiccedilatildeo e a solidificaccedilatildeo raacutepida Em alguns casos utilizou-se longos processos teacutermicos
que envolvem a permanecircncia da amostra num forno de resistecircncia a 1100 degC durante 3 dias
[13] ou processos de sinterizaccedilatildeo com recozimento a vaacutecuo a temperatura de 1000 degC por 24
horas [15] Relata-se tambeacutem que conforme ocorreu neste trabalho algumas amostras
apresentam pequenos traccedilos de Bi em sua composiccedilatildeo final [13]
Dessa forma o primeiro desafio desse trabalho foi produzir uma fase uacutenica de Bi3Ni por
meio da moagem mecacircnica entretanto verificou-se no resultado obtido no DRX e no
refinamento pelo MR que a fase de Bi3Ni embora apresente uma fraccedilatildeo de 999 ainda possui
leves traccedilos do pico mais intenso de bismuto (indicado por um asterisco na Figura 33) Uma
proposta futura seria portanto acrescentar uma pequena quantidade de Ni para interagir com
esse Bi remanescente
42 Medidas de DRX in situ
Com o objetivo de estudar a estabilidade teacutermica e acompanhar a evoluccedilatildeo estrutural da
amostra em funccedilatildeo da temperatura foram realizadas medidas de DRX in situ conforme
descrito nos procedimentos experimentais A Figura 34 apresenta os quatro difratogramas
obtidos
A temperatura de 25 oC observa-se uma fase uacutenica do composto Bi3Ni (com jaacute
mencionado anteriormente a amostra possui uma leve indicaccedilatildeo da presenccedila de bismuto) que
possui estrutura ortorrocircmbica e grupo espacial Pnma eacute a mesma apresentada na Figura 32
A medida que aumentamos a temperatura conforme descrito na seccedilatildeo 3 Figura 21
inicia-se uma transformaccedilatildeo do composto inicial para o crescimento da fase tetragonal de Bi2O3
(ICSD no 41764) e da fase precursora de Bi Essa alteraccedilatildeo na composiccedilatildeo da amostra ocorre
em virtude da degradaccedilatildeo da fase Bi3Ni que conforme eleva-se a temperatura tem sua fraccedilatildeo
diminuiacuteda conforme verifica-se na Figura 36 Embora as medidas in situ terem sido feitas em
baixo vaacutecuo natildeo foi impedido o crescimento do Bi2O3
54
Na Figura 34 encontram-se plotados os DRX referentes as medidas realizadas em 25o
250o 300o e 350 oC as curvas foram deslocadas verticalmente para melhor comparaccedilatildeo
Figura 34 Padratildeo observado nos DRX da amostra submetida a aquecimento
A temperatura de 250 oC temos a ocorrecircncia de trecircs fases Bi3Ni Bi2O3 e Bi
O refinamento estrutural pelo meacutetodo de Rietveld estaacute mostrado na Figura 35 Mesmo tratando-
se de uma amostra com um elevado nuacutemeros de pico aleacutem da presenccedila de uma fase amorfa o
acordo entre o experimental e o calculado eacute notaacutevel Os valores dos iacutendices de avaliaccedilatildeo da
qualidade do refinamento referentes as quatro medidas realizadas encontram-se na tabela 5
20 30 40 50 60 70 80
350 0C
300 0C
250 0C
Inte
nsid
ade (
ua
)
2 (graus)
25 0C
55
Figura 35 Padratildeo obtidos no refinamento pelo MR para amostra aquecida a 250 0C
Tabela 5 Valores de Chi2 e de Rwp obtidos nos refinamentos realizados durante o processo de
aquecimento
A temperatura de 300 oC comeccedila a formaccedilatildeo da uma nova fase cubica de grupo espacial
I23 o Bi12NiO19 em detrimento da diminuiccedilatildeo da fase de Bi3Ni Aleacutem do aumento da fraccedilatildeo
da fase de Bi2O3
Temperatura de realizaccedilatildeo da medida Rwp 1205362
25 0C 69 23
250 0C 83 18
300 0C 98 26
350 0C 99 25
10 20 30 40 50 60 70 80
Inte
nsid
ade (
ua
)
2 (graus)
Experimental
Calculado
Residual
250 0C
25 30 35 40
56
O uacuteltimo DRX foi realizado a 350 oC a principal alteraccedilatildeo dessa medida refere-se ao
fato da inexistecircncia de picos referentes agrave fase Bi3Ni A fase majoritaacuteria torna-se agora a fase
referente ao Bi e a fase Bi12NiO19 (indexado na base de dados PDF2 mas natildeo na base de dados
ICSD) permanece estaacutevel isto eacute sem alteraccedilotildees significativas em sua fraccedilatildeo O fato de estarem
presentes picos referentes ao Bi mesmo apoacutes termos ultrapassado a temperatura de fusatildeo pode
ser explicado levando-se em consideraccedilatildeo a baixa condutividade teacutermica do bismuto aliado ao
excesso de defeitos produzidos na moagem assim natildeo obteve-se a fusatildeo do elemento
Utilizamos os dados obtidos nos refinamentos para plotar o graacutefico exposto na Figura
36 onde eacute possiacutevel observar a fraccedilatildeo de cada fase em funccedilatildeo da temperatura de execuccedilatildeo do
DRX Percebe-se a raacutepida decomposiccedilatildeo da fase de Bi3Ni que entre 250 oC e 350 oC apresenta
uma reduccedilatildeo percentual de aproximadamente 88 concomitantemente ao crescimento
percentual da fase de Bi
Figura 36 Fraccedilotildees de fase em funccedilatildeo da temperatura de realizaccedilatildeo do DRX in situ
O DRX realizado na amostra a 350 oC eacute mostrado na Figura 37 em conjunto aos CIFs
das fases constituintes Para a fase Bi12NiO19 natildeo foi encontrado o CIF no banco de dados do
Inorganic Crystal Structure Database (ICSD) Para refinar utilizando o meacutetodo de Rietveld
partimos do protoacutetipo estrutural de Bi26-x Mx O40-y (M = Mg Al Co Ni) O CIF desta fase
25 75 125 175 225 275 325 375
0
20
40
60
80
100
Fra
ccedilao d
e F
ases (
)
Temperatura (0C)
Bi3Ni
Bi2O
3
Bi
Bi12
NiO19
57
resultante estaacute mostrado em vermelho na Figura 37 e uma representaccedilatildeo da ceacutelula unitaacuteria na
Figura 38 os aacutetomos de oxigecircnio estatildeo representados na cor vermelha e o niacutequel em verde
Figura 37 Padratildeo observado no DRX da amostra em 350 oC em comparaccedilatildeo com o CIF das fases
constituintes
Figura 38 Projeccedilatildeo do eixo a e em perspectiva do Bi12NiO19
10 20 30 40 50 60 70 80
Inte
nsid
ade (
ua
)
2(graus)
350 graus
Bi2O
3
Bi
Bi12
NiO19
20 25 30 35 40 45 50 55
58
O refinamento estrutural utilizando estas fases estaacute mostrado na Figura 39 e os valores
referentes aos paracircmetros de rede obtidos para o refinamento da fase Bi12NiO19 constam na
tabela 6
Figura 39 Padratildeo obtidos no refinamento pelo MR para amostra aquecida a 350 0C
Tabela 6 Paracircmetros da ceacutelula unitaacuteria da estrutura Bi12NiO19
A Figura 40 conteacutem as fotografias retiradas do forno do difratocircmetro antes e apoacutes a
realizaccedilatildeo da medida Eacute possiacutevel verificar que a amostra devido a dilataccedilatildeo volumeacutetrica e a
fusatildeo do bismuto transborda o porta amostra
Paracircmetros de Rede a = b=c=10258(8) Aring
Acircngulos α = β = γ = 900
Volume da ceacutelula 107966(2) Aring3
Grupo de simetria Cuacutebico
Grupo espacial I23
10 20 30 40 50 60 70 80
Inte
nsid
ade (
ua
)
2 (graus)
Calculado
Experimental
Residual
350 0C
20 25 30 35 40 45
59
Figura 40 Fotografia do forno do DRX antes a apoacutes a realizaccedilatildeo das medidas
43 Calorimetria Diferencial de Varredura (DSC)
Com a finalidade de estudar e melhor entender a evoluccedilatildeo estrutural da amostra
observada nas medidas in situ realizou-se medidas DSC conforme descrito nos procedimentos
experimentais a temperatura final foi de 550 oC
Na Figura 41 mostramos as medidas DSC feitas em diferentes taxas de aquecimento
realizadas na amostra moiacuteda por 19 horas Em todas as 4 medidas vemos comportamentos
exoteacutermicos e endoteacutermicos Os picos endoteacutermicos ocorreram a uma temperatura aproximada
de 270 0C temperatura essa equivalente ao ponto de fusatildeo do bismuto e foram atribuiacutedos a
fusatildeo do Bi ocorrida em duas etapas
Comparando-se os resultados obtidos nas medidas in situ onde observamos a nucleaccedilatildeo
de uma nova fase a partir da temperatura de 250 oC com os resultados obtidos no DSC podemos
concluir que o pico exoteacutermico presente no termograma corresponde agrave nucleaccedilatildeo da fase de
Bi2O3
Com a finalidade de calcular a energia de ativaccedilatildeo (Ea) necessaacuteria para promover essa
nucleaccedilatildeo aplicamos a metodologia proposta por Kissinger [2] Conforme indicado na Figura
41 as 4 medidas foram feitas com taxas de aquecimento de 25 5 10 e 20 oCmin
60
A Figura 42 mostra em detalhes a Figura 41 onde vemos os valores das temperaturas
de pico de cristalizaccedilatildeo (Tc) e as referidas taxas de aquecimento (120591) Como era esperado a
medida que a taxa de aquecimento aumenta a temperatura de pico tambem aumenta
Figura 41 Termograma DSC plotados em conjunto para os diferentes fluxos de calor
Figura 42 Espectros DSC com as temperaturas de pico e suas respectivas taxas de aquecimento
100 150 200 250 300 350 400 450 500 550
250Cmin
50Cmin
100Cmin
fluxo d
e c
alo
r (u
a)
Temperatura (0C)
200Cmin
exo
230 235 240 245 250 255 260 265 270 275 280 285
250Cmin
50Cmin
100Cmin
fluxo d
e c
alo
r (u
a )
Temperatura (0C)
242 0C
252 0C
266 0C
278 0C
200Cmin
exo
61
Com os dados fornecidos na Figura 42 pode-se calcular a energia de ativaccedilatildeo referente
a nucleaccedilatildeo da fase de Bi2O3 Plotando-se um graacutefico linear de ln(120591
1198791198882) versus
1
119879119888 onde o
coeficiente angular eacute (minus119864119886
119877) obteacutem-se a energia de ativaccedilatildeo A Figura 43 apresenta a
linearizaccedilatildeo da equaccedilatildeo 16 de onde se obteacutem a energia de ativaccedilatildeo do processo de nucleaccedilatildeo
do Bi2O3
Figura 43 Graacutefico linear do ln(120591
1198791198882) versus
1
119879119888
Logo considerando as relaccedilotildees anteriormente definidas eacute possiacutevel calcular a energia de
ativaccedilatildeo uma vez que m = (minus119864119886
119877) e R = 831 jmol K Desse modo a energia de ativaccedilatildeo
necessaacuteria para promover a nucleaccedilatildeo da fase Bi2O3 eacute de 12465 kJmol
A metodologia proposta permitiria tambeacutem calcular a energia de ativaccedilatildeo necessaacuteria
para cristalizar a fase amorfa as medidas de DSC foram planejadas ateacute a temperatura de
550 oC devido a limitaccedilotildees do equipamento poreacutem como fica evidente na Figura 41 natildeo se
observa nenhum pico exoteacutermico apoacutes os 350 oC que se possa estar associado a cristalizaccedilatildeo da
fase amorfa O pico exoteacutermico existente como jaacute mencionado ocorreu a uma temperatura que
variou de 242 0C agrave 278 0C e refere-se agrave nucleaccedilatildeo de fase
182 184 186 188 190 192 194
-115
-110
-105
-100
-95
ln (
T2 c)
1Tc (10
-3 k
-1)
62
44 Tratamento teacutermico
Apoacutes a realizaccedilatildeo das medidas de DRX in situ e das medidas de DSC a fase amorfa
ainda se encontrava presente assim foi realizado um tratamento teacutermico com a finalidade de
promover a cristalizaccedilatildeo da fase amorfa presente
O tratamento teacutermico foi realizado a uma taxa constante de 10 0Cmim ateacute a temperatura
de 800 0C com a atmosfera protegida por gaacutes argocircnio Na Figura 44 apresenta-se o difratograma
da amostra realizado apoacutes o do tratamento teacutermico vemos no detalhe que a acentuada elevaccedilatildeo
na linha de base entre a faixa de 2θ que vai de aproximadamente 26deg agrave 36deg e que corresponde
a fase amorfa desapareceu completamente
Figura 44 Difratograma da amostra apoacutes tratamento teacutermico
Para a amostra tratada termicamente foram identificadas trecircs fases similar ao observado
nas medias in situ a 350 oC foram identificadas a fase cuacutebica Bi12NiO19 a fase tetragonal de
Bi2O3 (ICSD no 41764) e a fase romboeacutedrica de Bismuto (ICSD no 64703) Na Figura 45
apresentamos o padratildeo observado plotado juntamente com o CIF das 3 fases identificadas
10 20 30 40 50 60 70 80
Inte
nsid
ad
e (
ua
)
2 (graus)
Pos Tratamento Teacutermico
20 25 30 35 40 45 50 55 60
63
Figura 45 Difratograma da amostra apoacutes tratamento teacutermico em conjunto com os CIFs de Bi Bi2O3 e
Bi12NiO19
Pode-se verificar no padratildeo do difratograma da Figura 45 que pelo formato da linha de
base obtida ocorreu a cristalizaccedilatildeo da fase amorfa e as fases identificadas correspondem aos
picos presentes no DRX da amostra
O refinamento realizado pelo MR confirmou a identificaccedilatildeo das fases contidas na
amostra no sentido da exata correspondecircncia entre os picos obtidos nos padrotildees calculados e
observados As fraccedilotildees das fases da amostra que sofreu tratamento teacutermico em comparaccedilatildeo com
as fraccedilotildees obtidas no DRX in situ estatildeo apresentados na tabela 7
Tabela 7 Fraccedilotildees das fases apoacutes tratamento teacutermico e DRX in situ a 350 oC
Fraccedilatildeo das fases Tratamento Teacutermico DRX in situ a 350 oC
Bi12NiO19 90 137
Bi2O3 89 20
Bi 11 663
10 20 30 40 50 60 70 80
Inte
nsid
ade (
ua
)
2 (graus)
Observado
Bi
Bi2O
3
Bi12
NiO19
25 30 35 40 45 50 55
64
O aumento da temperatura propicia a nucleaccedilatildeo das fases de Bi2O3 e Bi12NiO19 em
detrimento da diminuiccedilatildeo da fase Bi3Ni
O refinamento pelo meacutetodo de Rietveld para amostra que sofreu tratamento teacutermico
apresentou uma boa concordacircncia para os perfis calculado e experimental Nesse refinamento
foi utilizado o CIF modificado de Bi12NiO19 Na Figura 46 temos o padratildeo experimental e o
calculado obtidos no refinamento pelo MR
Figura 46 Padratildeo observado e experimental refinado pelo MR para amostra tratada termicamente
Compara-se na Figura 47 os difratogramas obtidos para amostra tratada termicamente e
para o DRX in situ a temperatura de 350 oC eacute possiacutevel identificar a correspondecircncia entre os
picos entretanto eacute notaacutevel a diferenccedila na linha de base do difratograma referente ao DRX in
situ contra o DRX da amostra submetida a tratamento teacutermico Pode-se concluir que para
ocorrer a cristalizaccedilatildeo da fase amorfa eacute necessaacuterio que a temperatura do tratamento teacutermico seja
superior a 550 0C
10 20 30 40 50 60 70 80
Inte
nsid
ade (
ua
)
2 (graus)
Calculado
Experimental
Residual
Pos Tratamento Teacutermico
65
Outro fenocircmeno perceptiacutevel eacute o deslocamento em 2θ da posiccedilatildeo dos picos O
difratograma da amostra que foi ao forno do DRX tem a posiccedilatildeo dos seus picos deslocados para
direita em comparaccedilatildeo ao observado no CIF do Bi12NiO19 e no DRX da amostra que passou
por tratamento teacutermico Podemos associar esse deslocamento a contraccedilatildeo do volume da ceacutelula
unitaacuteria Considerando o valor padratildeo do volume do composto Bi12NiO19 constante na tabela
5 ocorreu uma reduccedilatildeo de volume de aproximadamente 155 para amostra tratada
termicamente e uma variaccedilatildeo positiva de 005 para amostra do DRX in situ Na Figura 47
plotamos juntos os difratogramas da amostra tratada termicamente da amostra que realizou a
medida in situ a 350 0C e o CIF do Bi12NiO19
Figura 47 Difratogramas das amostras apoacutes tratamento teacutermico e DRX in situ em conjunto com o
CIF do Bi12NiO19
O tratamento teacutermico realizado produziu o resultado esperado cristalizando a fase
amorfa As fases presentes na amostra apoacutes a realizaccedilatildeo do tratamento estatildeo em conformidade
agraves encontradas nas medidas de DRX in situ
20 30 40 50 60 70 80
Bi
Inte
nsid
ade (
u a)
2 (graus)
Bi
20 25 30 35 40 45
66
5 CONCLUSAtildeO
A sintetizaccedilatildeo do composto nanoestruturado de Bi3Ni foi realizado de modo eficiente
apoacutes 13 horas de moagem mecacircnica
As medidas de difraccedilatildeo de Raio X possibilitaram acompanhar a evoluccedilatildeo estrutural e a
nucleaccedilatildeo da fase de Bi3Ni O refinamento realizado pelo Meacutetodo de Rietveld proporcionou a
quantificaccedilatildeo dos paracircmetros cristalograacuteficos tais como paracircmetros de rede volume da ceacutelula
unitaacuteria fraccedilatildeo das fases presentes e tamanho de cristalito Os fatores de qualidade e
convergecircncia alcanccedilaram valores satisfatoacuterios correspondendo a exata simulaccedilatildeo do padratildeo
observado
A anaacutelise teacutermica realizada por meio das medidas de DRX in situ permitiu o estudo da
estabilidade teacutermica e o acompanhamento da evoluccedilatildeo estrutural da amostra em funccedilatildeo da
temperatura Foi possiacutevel identificar duas novas fases presentes o Bi2O3 e Bi12NiO19 nucleadas
agraves custas da fase de Bi3Ni Na temperatura de 350 oC a amostra eacute composta das fases Bi12NiO19
Bi2O3 e Bi
As medidas de DSC realizadas ateacute a temperatura de 550 oC e com quatro diferentes
taxas de aquecimento foram utilizadas para se calcular com o uso da equaccedilatildeo de Kissinger a
energia de ativaccedilatildeo (Ea) necessaacuteria para promover a nucleaccedilatildeo do composto Bi12NiO19 que eacute de
12465 kJmol
O tratamento teacutermico no forno ateacute 800 oC promoveu o relaxamento dos defeitos e
tensotildees causadas durante a moagem mecacircnica e a cristalizaccedilatildeo da fase amorfa natildeo sendo mais
possiacutevel identificar no DRX realizado o perfil referente a essa fase Identificou-se novamente a
fase Bi12NiO19 aleacutem da ocorrecircncia das fases de Bi2O3 e Bi jaacute identificadas nas medidas de
DRX in situ confirmando a consistecircncia dos resultados obtidos por dois ensaios diferentes
Pocircde-se verificar o mesmo fenocircmeno em todos os ensaios que envolveram o
aquecimento da amostra Ao aquecer-se o Bi3Ni ocorre um processo de oxidaccedilatildeo que resulta
na formaccedilatildeo da fase de Bi2O3 e a fase de Bi12NiO19 todas associadas ao consumo de Bi da fase
Bi3Ni
Para realizaccedilatildeo de estudos futuros com o intuito de se obter a fase uacutenica de Bi3Ni
pode-se alterar ligeiramente as massas dos produtos com a adiccedilatildeo de um pouco de niacutequel
67
Pode-se melhorar o controle das condiccedilotildees de realizaccedilatildeo dos tratamentos teacutermicos com o
intuito de se evitar a oxidaccedilatildeo A realizaccedilatildeo de medidas de DSC ateacute a temperatura de 800 0C
poderaacute revelar picos exoteacutermicos e propiciar condiccedilotildees para se calcular a energia necessaacuteria
para promover a cristalizaccedilatildeo da fase amorfa
68
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48
Figura 28 Fraccedilatildeo das fases de Ni Bi e Bi3Ni em funccedilatildeo do tempo de moagem
Utilizando-se a equaccedilatildeo 7 com os dados obtidos no refinamento pelo MR calculou-se
o tamanho meacutedio dos cristalitos de Bi3Ni em funccedilatildeo do tempo de moagem Na Figura 29
apresenta-se em forma de um graacutefico os valores obtidos Observamos que entre a quarta e a
seacutetima hora haacute um aumento aproximado de 14 no tamanho meacutedio do cristalito pode-se
atribuir esse aumento a uma possiacutevel deformaccedilatildeo plaacutestica da amostra acarretando num
acreacutescimo da aacuterea de superfiacutecie o que aumentaria progressivamente a probabilidade de
soldagem a frio dessas partiacuteculas gerando assim um aumento do tamanho meacutedio do cristalito
Entre a seacutetima e a deacutecima hora de moagem ocorre uma reduccedilatildeo de 26 no tamanho do
cristalito maior valor percentual obtido entre intervalos de moagem Entre a deacutecima sexta e a
deacutecima nona hora haacute uma estabilizaccedilatildeo no processo de reduccedilatildeo do tamanho de cristalito
Obtivemos no final do processo uma reduccedilatildeo total de aproximadamente 59 o que representa
um tamanho meacutedio de cristalito na ordem de 2653 nm
Plota-se na Figura 29 um graacutefico com tamanho meacutedio de cristalito do composto Bi3Ni
em funccedilatildeo do tempo de moagem
0 5 10 15 20
0
20
40
60
80
100
Fra
ccedilao d
e fases (
)
Tempo de moagem ( horas)
Bi
Bi3Ni
Ni
49
Figura 29 Tamanho meacutedio de cristalito de Bi3Ni em funccedilatildeo do tempo de moagem
Natildeo houve formaccedilatildeo de novas fases ou aparentemente quaisquer outras alteraccedilotildees
significativas apoacutes a deacutecima terceira hora de moagem Os uacutenicos efeitos com a continuaccedilatildeo da
moagem foram a melhora da cristalizaccedilatildeo da fase de interesse e o aumento de intensidade do
perfil referente a fase amorfa Poreacutem o processo de moagem totalizou 19 horas a finalidade
deste intervalo apoacutes a estabilizaccedilatildeo de formaccedilatildeo da fase pretendida foi verificar a possibilidade
de oxidaccedilatildeo da amostra que ficou exposta ao ambiente durante a execuccedilatildeo do DRX
Observa-se nos difratogramas da Figura 24 a formaccedilatildeo de uma acentuada elevaccedilatildeo na
linha de base entre a faixa de 2θ que vai de aproximadamente 26deg a 36deg A forma ou perfil
dessa elevaccedilatildeo eacute um forte indicio do aparecimento de uma fase amorfa Para alcanccedilar bom
acordo nos refinamentos Rietveld foram necessaacuterios 20 termos na funccedilatildeo polinomial de
Chebyshev para descrever estas linhas de base (background)
Analisando-se portanto os difratogramas referentes agraves etapas de 10 13 16 e 19 horas
eacute possiacutevel identificar o crescimento dessa fase amorfa conforme mostramos na Figura 30
4 6 8 10 12 14 16 18 20
25
30
35
40
45
50
55
Ta
ma
nh
o m
eacuted
io d
e c
rista
lito
(n
m)
Tempo de moagem (horas)
50
Estas curvas satildeo particularmente interessantes uma vez que podemos avaliar as
distacircncias R entre os primeiros vizinhos da fase desordenada aplicando a equaccedilatildeo de Ehrenfest
que pode ser expressa como [56]
2Rsen(θ) = 123λ (14)
O maacuteximo destas curvas correspondem a 2θ ~29o o que nos leva a distacircncias aproximada
de 38 Aring Esta distacircncia natildeo fere nenhum viacutenculo de distancias entre os atamos para
Ni-Ni~248 Aring Ni-Bi~ 278 Aring Bi-Bi~308 Aring Bi-O~214 Aring
Figura 30 Comparaccedilatildeo das funccedilotildees de background para a amostra moiacuteda por 10 13 16 e 19 horas
Com objetivo de avaliar com mais detalhes a estrutura nanocristalina e amorfa
realizamos medidas de difraccedilatildeo com configuraccedilotildees que produzissem uma maior qualidade nos
dados obtidos utilizamos uma cacircmara com baixo vaacutecuo e aumentamos o tempo de aquisiccedilatildeo
dos dados
A Figura 31 mostra o padratildeo obtido para a amostra final moiacuteda por 19 horas
Destacamos a evidente fase amorfa que se forma
10 20 30 40 50 60 70 80
19 horas
16 horas
13 horas
10 horas
Inte
nsid
ade (
u a)
2 (graus)
51
Figura 31 Formaccedilatildeo da fase amorfa na amostra de Bi3Ni apoacutes 19 horas de moagem
Comparando o padratildeo de DRX obtido para amostra moiacuteda por 19 horas com o
difratograma padratildeo de Bi3Ni (cartatildeo nuacutemero 391336 do ICSD) pode-se constatar a
equivalecircncia dos picos conforme apresentada Figura 32
Com os difratogramas de maior resoluccedilatildeo verificamos a presenccedila embora em uma
pequena fraccedilatildeo de Bi (ICSD no 64703) Assim como uma ligeira sugestatildeo da existecircncia de
Bi2O3 (ICSD no 41764) vislumbra-se essa fase em virtude da possiacutevel oxidaccedilatildeo da amostra
devido as sucessivas aberturas do jarro de moagem para realizaccedilatildeo do DRX entretanto
diferentemente do que se percebe para o bismuto natildeo haacute nenhum pico referente ao oxido de
bismuto
Na posiccedilatildeo de 2θ~27o existe um pico caracteriacutestico do Bi2O3 entretanto mesmo com a
melhor resoluccedilatildeo do DRX natildeo eacute possiacutevel distinguir claramente a fase do oxido de bismuto
assim durante o processo de refinamento pelo MR natildeo foi adicionada a fase relativa ao oxido
O refinamento pelo meacutetodo de Rietveld referente a amostra moiacuteda por 19h encontra-se
na Figura 33 percebe-se a boa concordacircncia obtida para a fase de interesse Bi3Ni e a fase
20 30 40 50 60 70 80
Bi
Inte
nsid
ade (
u a)
2 (graus)
Bi
20 25 30 35 40 45
52
amorfa O asterisco indicando o pico principal do Bi salienta que essa fase por contribuir
modestamente em um difratograma tatildeo complexo natildeo eacute bem ajustada
Figura 32 Difratograma da amostra moiacuteda 19h em conjunto com os CIFs de o Bi3Ni Bi e Bi2O3
Figura 33 Difratograma da amostra moiacuteda 19h e refinada por meacutetodo de Rietveld partindo dos CIFs
do Bi3Ni Bi
20 30 40 50 60 70 80
19 horas
Bi3Ni
Bi
Bi2O
3
In
tensid
ade (
u a)
2 (graus)
25 30 35 40
20 30 40 50 60 70 80
Experimental (19h)
Calculado
Residual
Inte
nsid
ade (
u a)
2 (graus)
20 25 30 35 40 45 50
53
Os trabalhos cientiacuteficos que versam sobre a produccedilatildeo e a caracterizaccedilatildeo do composto
Bi3Ni descrevem que a siacutentese pode ser realizada por vaacuterios mecanismos normalmente as
metodologias mais usadas para obtenccedilatildeo envolvem os processos em meio quiacutemico a
eletrodeposiccedilatildeo e a solidificaccedilatildeo raacutepida Em alguns casos utilizou-se longos processos teacutermicos
que envolvem a permanecircncia da amostra num forno de resistecircncia a 1100 degC durante 3 dias
[13] ou processos de sinterizaccedilatildeo com recozimento a vaacutecuo a temperatura de 1000 degC por 24
horas [15] Relata-se tambeacutem que conforme ocorreu neste trabalho algumas amostras
apresentam pequenos traccedilos de Bi em sua composiccedilatildeo final [13]
Dessa forma o primeiro desafio desse trabalho foi produzir uma fase uacutenica de Bi3Ni por
meio da moagem mecacircnica entretanto verificou-se no resultado obtido no DRX e no
refinamento pelo MR que a fase de Bi3Ni embora apresente uma fraccedilatildeo de 999 ainda possui
leves traccedilos do pico mais intenso de bismuto (indicado por um asterisco na Figura 33) Uma
proposta futura seria portanto acrescentar uma pequena quantidade de Ni para interagir com
esse Bi remanescente
42 Medidas de DRX in situ
Com o objetivo de estudar a estabilidade teacutermica e acompanhar a evoluccedilatildeo estrutural da
amostra em funccedilatildeo da temperatura foram realizadas medidas de DRX in situ conforme
descrito nos procedimentos experimentais A Figura 34 apresenta os quatro difratogramas
obtidos
A temperatura de 25 oC observa-se uma fase uacutenica do composto Bi3Ni (com jaacute
mencionado anteriormente a amostra possui uma leve indicaccedilatildeo da presenccedila de bismuto) que
possui estrutura ortorrocircmbica e grupo espacial Pnma eacute a mesma apresentada na Figura 32
A medida que aumentamos a temperatura conforme descrito na seccedilatildeo 3 Figura 21
inicia-se uma transformaccedilatildeo do composto inicial para o crescimento da fase tetragonal de Bi2O3
(ICSD no 41764) e da fase precursora de Bi Essa alteraccedilatildeo na composiccedilatildeo da amostra ocorre
em virtude da degradaccedilatildeo da fase Bi3Ni que conforme eleva-se a temperatura tem sua fraccedilatildeo
diminuiacuteda conforme verifica-se na Figura 36 Embora as medidas in situ terem sido feitas em
baixo vaacutecuo natildeo foi impedido o crescimento do Bi2O3
54
Na Figura 34 encontram-se plotados os DRX referentes as medidas realizadas em 25o
250o 300o e 350 oC as curvas foram deslocadas verticalmente para melhor comparaccedilatildeo
Figura 34 Padratildeo observado nos DRX da amostra submetida a aquecimento
A temperatura de 250 oC temos a ocorrecircncia de trecircs fases Bi3Ni Bi2O3 e Bi
O refinamento estrutural pelo meacutetodo de Rietveld estaacute mostrado na Figura 35 Mesmo tratando-
se de uma amostra com um elevado nuacutemeros de pico aleacutem da presenccedila de uma fase amorfa o
acordo entre o experimental e o calculado eacute notaacutevel Os valores dos iacutendices de avaliaccedilatildeo da
qualidade do refinamento referentes as quatro medidas realizadas encontram-se na tabela 5
20 30 40 50 60 70 80
350 0C
300 0C
250 0C
Inte
nsid
ade (
ua
)
2 (graus)
25 0C
55
Figura 35 Padratildeo obtidos no refinamento pelo MR para amostra aquecida a 250 0C
Tabela 5 Valores de Chi2 e de Rwp obtidos nos refinamentos realizados durante o processo de
aquecimento
A temperatura de 300 oC comeccedila a formaccedilatildeo da uma nova fase cubica de grupo espacial
I23 o Bi12NiO19 em detrimento da diminuiccedilatildeo da fase de Bi3Ni Aleacutem do aumento da fraccedilatildeo
da fase de Bi2O3
Temperatura de realizaccedilatildeo da medida Rwp 1205362
25 0C 69 23
250 0C 83 18
300 0C 98 26
350 0C 99 25
10 20 30 40 50 60 70 80
Inte
nsid
ade (
ua
)
2 (graus)
Experimental
Calculado
Residual
250 0C
25 30 35 40
56
O uacuteltimo DRX foi realizado a 350 oC a principal alteraccedilatildeo dessa medida refere-se ao
fato da inexistecircncia de picos referentes agrave fase Bi3Ni A fase majoritaacuteria torna-se agora a fase
referente ao Bi e a fase Bi12NiO19 (indexado na base de dados PDF2 mas natildeo na base de dados
ICSD) permanece estaacutevel isto eacute sem alteraccedilotildees significativas em sua fraccedilatildeo O fato de estarem
presentes picos referentes ao Bi mesmo apoacutes termos ultrapassado a temperatura de fusatildeo pode
ser explicado levando-se em consideraccedilatildeo a baixa condutividade teacutermica do bismuto aliado ao
excesso de defeitos produzidos na moagem assim natildeo obteve-se a fusatildeo do elemento
Utilizamos os dados obtidos nos refinamentos para plotar o graacutefico exposto na Figura
36 onde eacute possiacutevel observar a fraccedilatildeo de cada fase em funccedilatildeo da temperatura de execuccedilatildeo do
DRX Percebe-se a raacutepida decomposiccedilatildeo da fase de Bi3Ni que entre 250 oC e 350 oC apresenta
uma reduccedilatildeo percentual de aproximadamente 88 concomitantemente ao crescimento
percentual da fase de Bi
Figura 36 Fraccedilotildees de fase em funccedilatildeo da temperatura de realizaccedilatildeo do DRX in situ
O DRX realizado na amostra a 350 oC eacute mostrado na Figura 37 em conjunto aos CIFs
das fases constituintes Para a fase Bi12NiO19 natildeo foi encontrado o CIF no banco de dados do
Inorganic Crystal Structure Database (ICSD) Para refinar utilizando o meacutetodo de Rietveld
partimos do protoacutetipo estrutural de Bi26-x Mx O40-y (M = Mg Al Co Ni) O CIF desta fase
25 75 125 175 225 275 325 375
0
20
40
60
80
100
Fra
ccedilao d
e F
ases (
)
Temperatura (0C)
Bi3Ni
Bi2O
3
Bi
Bi12
NiO19
57
resultante estaacute mostrado em vermelho na Figura 37 e uma representaccedilatildeo da ceacutelula unitaacuteria na
Figura 38 os aacutetomos de oxigecircnio estatildeo representados na cor vermelha e o niacutequel em verde
Figura 37 Padratildeo observado no DRX da amostra em 350 oC em comparaccedilatildeo com o CIF das fases
constituintes
Figura 38 Projeccedilatildeo do eixo a e em perspectiva do Bi12NiO19
10 20 30 40 50 60 70 80
Inte
nsid
ade (
ua
)
2(graus)
350 graus
Bi2O
3
Bi
Bi12
NiO19
20 25 30 35 40 45 50 55
58
O refinamento estrutural utilizando estas fases estaacute mostrado na Figura 39 e os valores
referentes aos paracircmetros de rede obtidos para o refinamento da fase Bi12NiO19 constam na
tabela 6
Figura 39 Padratildeo obtidos no refinamento pelo MR para amostra aquecida a 350 0C
Tabela 6 Paracircmetros da ceacutelula unitaacuteria da estrutura Bi12NiO19
A Figura 40 conteacutem as fotografias retiradas do forno do difratocircmetro antes e apoacutes a
realizaccedilatildeo da medida Eacute possiacutevel verificar que a amostra devido a dilataccedilatildeo volumeacutetrica e a
fusatildeo do bismuto transborda o porta amostra
Paracircmetros de Rede a = b=c=10258(8) Aring
Acircngulos α = β = γ = 900
Volume da ceacutelula 107966(2) Aring3
Grupo de simetria Cuacutebico
Grupo espacial I23
10 20 30 40 50 60 70 80
Inte
nsid
ade (
ua
)
2 (graus)
Calculado
Experimental
Residual
350 0C
20 25 30 35 40 45
59
Figura 40 Fotografia do forno do DRX antes a apoacutes a realizaccedilatildeo das medidas
43 Calorimetria Diferencial de Varredura (DSC)
Com a finalidade de estudar e melhor entender a evoluccedilatildeo estrutural da amostra
observada nas medidas in situ realizou-se medidas DSC conforme descrito nos procedimentos
experimentais a temperatura final foi de 550 oC
Na Figura 41 mostramos as medidas DSC feitas em diferentes taxas de aquecimento
realizadas na amostra moiacuteda por 19 horas Em todas as 4 medidas vemos comportamentos
exoteacutermicos e endoteacutermicos Os picos endoteacutermicos ocorreram a uma temperatura aproximada
de 270 0C temperatura essa equivalente ao ponto de fusatildeo do bismuto e foram atribuiacutedos a
fusatildeo do Bi ocorrida em duas etapas
Comparando-se os resultados obtidos nas medidas in situ onde observamos a nucleaccedilatildeo
de uma nova fase a partir da temperatura de 250 oC com os resultados obtidos no DSC podemos
concluir que o pico exoteacutermico presente no termograma corresponde agrave nucleaccedilatildeo da fase de
Bi2O3
Com a finalidade de calcular a energia de ativaccedilatildeo (Ea) necessaacuteria para promover essa
nucleaccedilatildeo aplicamos a metodologia proposta por Kissinger [2] Conforme indicado na Figura
41 as 4 medidas foram feitas com taxas de aquecimento de 25 5 10 e 20 oCmin
60
A Figura 42 mostra em detalhes a Figura 41 onde vemos os valores das temperaturas
de pico de cristalizaccedilatildeo (Tc) e as referidas taxas de aquecimento (120591) Como era esperado a
medida que a taxa de aquecimento aumenta a temperatura de pico tambem aumenta
Figura 41 Termograma DSC plotados em conjunto para os diferentes fluxos de calor
Figura 42 Espectros DSC com as temperaturas de pico e suas respectivas taxas de aquecimento
100 150 200 250 300 350 400 450 500 550
250Cmin
50Cmin
100Cmin
fluxo d
e c
alo
r (u
a)
Temperatura (0C)
200Cmin
exo
230 235 240 245 250 255 260 265 270 275 280 285
250Cmin
50Cmin
100Cmin
fluxo d
e c
alo
r (u
a )
Temperatura (0C)
242 0C
252 0C
266 0C
278 0C
200Cmin
exo
61
Com os dados fornecidos na Figura 42 pode-se calcular a energia de ativaccedilatildeo referente
a nucleaccedilatildeo da fase de Bi2O3 Plotando-se um graacutefico linear de ln(120591
1198791198882) versus
1
119879119888 onde o
coeficiente angular eacute (minus119864119886
119877) obteacutem-se a energia de ativaccedilatildeo A Figura 43 apresenta a
linearizaccedilatildeo da equaccedilatildeo 16 de onde se obteacutem a energia de ativaccedilatildeo do processo de nucleaccedilatildeo
do Bi2O3
Figura 43 Graacutefico linear do ln(120591
1198791198882) versus
1
119879119888
Logo considerando as relaccedilotildees anteriormente definidas eacute possiacutevel calcular a energia de
ativaccedilatildeo uma vez que m = (minus119864119886
119877) e R = 831 jmol K Desse modo a energia de ativaccedilatildeo
necessaacuteria para promover a nucleaccedilatildeo da fase Bi2O3 eacute de 12465 kJmol
A metodologia proposta permitiria tambeacutem calcular a energia de ativaccedilatildeo necessaacuteria
para cristalizar a fase amorfa as medidas de DSC foram planejadas ateacute a temperatura de
550 oC devido a limitaccedilotildees do equipamento poreacutem como fica evidente na Figura 41 natildeo se
observa nenhum pico exoteacutermico apoacutes os 350 oC que se possa estar associado a cristalizaccedilatildeo da
fase amorfa O pico exoteacutermico existente como jaacute mencionado ocorreu a uma temperatura que
variou de 242 0C agrave 278 0C e refere-se agrave nucleaccedilatildeo de fase
182 184 186 188 190 192 194
-115
-110
-105
-100
-95
ln (
T2 c)
1Tc (10
-3 k
-1)
62
44 Tratamento teacutermico
Apoacutes a realizaccedilatildeo das medidas de DRX in situ e das medidas de DSC a fase amorfa
ainda se encontrava presente assim foi realizado um tratamento teacutermico com a finalidade de
promover a cristalizaccedilatildeo da fase amorfa presente
O tratamento teacutermico foi realizado a uma taxa constante de 10 0Cmim ateacute a temperatura
de 800 0C com a atmosfera protegida por gaacutes argocircnio Na Figura 44 apresenta-se o difratograma
da amostra realizado apoacutes o do tratamento teacutermico vemos no detalhe que a acentuada elevaccedilatildeo
na linha de base entre a faixa de 2θ que vai de aproximadamente 26deg agrave 36deg e que corresponde
a fase amorfa desapareceu completamente
Figura 44 Difratograma da amostra apoacutes tratamento teacutermico
Para a amostra tratada termicamente foram identificadas trecircs fases similar ao observado
nas medias in situ a 350 oC foram identificadas a fase cuacutebica Bi12NiO19 a fase tetragonal de
Bi2O3 (ICSD no 41764) e a fase romboeacutedrica de Bismuto (ICSD no 64703) Na Figura 45
apresentamos o padratildeo observado plotado juntamente com o CIF das 3 fases identificadas
10 20 30 40 50 60 70 80
Inte
nsid
ad
e (
ua
)
2 (graus)
Pos Tratamento Teacutermico
20 25 30 35 40 45 50 55 60
63
Figura 45 Difratograma da amostra apoacutes tratamento teacutermico em conjunto com os CIFs de Bi Bi2O3 e
Bi12NiO19
Pode-se verificar no padratildeo do difratograma da Figura 45 que pelo formato da linha de
base obtida ocorreu a cristalizaccedilatildeo da fase amorfa e as fases identificadas correspondem aos
picos presentes no DRX da amostra
O refinamento realizado pelo MR confirmou a identificaccedilatildeo das fases contidas na
amostra no sentido da exata correspondecircncia entre os picos obtidos nos padrotildees calculados e
observados As fraccedilotildees das fases da amostra que sofreu tratamento teacutermico em comparaccedilatildeo com
as fraccedilotildees obtidas no DRX in situ estatildeo apresentados na tabela 7
Tabela 7 Fraccedilotildees das fases apoacutes tratamento teacutermico e DRX in situ a 350 oC
Fraccedilatildeo das fases Tratamento Teacutermico DRX in situ a 350 oC
Bi12NiO19 90 137
Bi2O3 89 20
Bi 11 663
10 20 30 40 50 60 70 80
Inte
nsid
ade (
ua
)
2 (graus)
Observado
Bi
Bi2O
3
Bi12
NiO19
25 30 35 40 45 50 55
64
O aumento da temperatura propicia a nucleaccedilatildeo das fases de Bi2O3 e Bi12NiO19 em
detrimento da diminuiccedilatildeo da fase Bi3Ni
O refinamento pelo meacutetodo de Rietveld para amostra que sofreu tratamento teacutermico
apresentou uma boa concordacircncia para os perfis calculado e experimental Nesse refinamento
foi utilizado o CIF modificado de Bi12NiO19 Na Figura 46 temos o padratildeo experimental e o
calculado obtidos no refinamento pelo MR
Figura 46 Padratildeo observado e experimental refinado pelo MR para amostra tratada termicamente
Compara-se na Figura 47 os difratogramas obtidos para amostra tratada termicamente e
para o DRX in situ a temperatura de 350 oC eacute possiacutevel identificar a correspondecircncia entre os
picos entretanto eacute notaacutevel a diferenccedila na linha de base do difratograma referente ao DRX in
situ contra o DRX da amostra submetida a tratamento teacutermico Pode-se concluir que para
ocorrer a cristalizaccedilatildeo da fase amorfa eacute necessaacuterio que a temperatura do tratamento teacutermico seja
superior a 550 0C
10 20 30 40 50 60 70 80
Inte
nsid
ade (
ua
)
2 (graus)
Calculado
Experimental
Residual
Pos Tratamento Teacutermico
65
Outro fenocircmeno perceptiacutevel eacute o deslocamento em 2θ da posiccedilatildeo dos picos O
difratograma da amostra que foi ao forno do DRX tem a posiccedilatildeo dos seus picos deslocados para
direita em comparaccedilatildeo ao observado no CIF do Bi12NiO19 e no DRX da amostra que passou
por tratamento teacutermico Podemos associar esse deslocamento a contraccedilatildeo do volume da ceacutelula
unitaacuteria Considerando o valor padratildeo do volume do composto Bi12NiO19 constante na tabela
5 ocorreu uma reduccedilatildeo de volume de aproximadamente 155 para amostra tratada
termicamente e uma variaccedilatildeo positiva de 005 para amostra do DRX in situ Na Figura 47
plotamos juntos os difratogramas da amostra tratada termicamente da amostra que realizou a
medida in situ a 350 0C e o CIF do Bi12NiO19
Figura 47 Difratogramas das amostras apoacutes tratamento teacutermico e DRX in situ em conjunto com o
CIF do Bi12NiO19
O tratamento teacutermico realizado produziu o resultado esperado cristalizando a fase
amorfa As fases presentes na amostra apoacutes a realizaccedilatildeo do tratamento estatildeo em conformidade
agraves encontradas nas medidas de DRX in situ
20 30 40 50 60 70 80
Bi
Inte
nsid
ade (
u a)
2 (graus)
Bi
20 25 30 35 40 45
66
5 CONCLUSAtildeO
A sintetizaccedilatildeo do composto nanoestruturado de Bi3Ni foi realizado de modo eficiente
apoacutes 13 horas de moagem mecacircnica
As medidas de difraccedilatildeo de Raio X possibilitaram acompanhar a evoluccedilatildeo estrutural e a
nucleaccedilatildeo da fase de Bi3Ni O refinamento realizado pelo Meacutetodo de Rietveld proporcionou a
quantificaccedilatildeo dos paracircmetros cristalograacuteficos tais como paracircmetros de rede volume da ceacutelula
unitaacuteria fraccedilatildeo das fases presentes e tamanho de cristalito Os fatores de qualidade e
convergecircncia alcanccedilaram valores satisfatoacuterios correspondendo a exata simulaccedilatildeo do padratildeo
observado
A anaacutelise teacutermica realizada por meio das medidas de DRX in situ permitiu o estudo da
estabilidade teacutermica e o acompanhamento da evoluccedilatildeo estrutural da amostra em funccedilatildeo da
temperatura Foi possiacutevel identificar duas novas fases presentes o Bi2O3 e Bi12NiO19 nucleadas
agraves custas da fase de Bi3Ni Na temperatura de 350 oC a amostra eacute composta das fases Bi12NiO19
Bi2O3 e Bi
As medidas de DSC realizadas ateacute a temperatura de 550 oC e com quatro diferentes
taxas de aquecimento foram utilizadas para se calcular com o uso da equaccedilatildeo de Kissinger a
energia de ativaccedilatildeo (Ea) necessaacuteria para promover a nucleaccedilatildeo do composto Bi12NiO19 que eacute de
12465 kJmol
O tratamento teacutermico no forno ateacute 800 oC promoveu o relaxamento dos defeitos e
tensotildees causadas durante a moagem mecacircnica e a cristalizaccedilatildeo da fase amorfa natildeo sendo mais
possiacutevel identificar no DRX realizado o perfil referente a essa fase Identificou-se novamente a
fase Bi12NiO19 aleacutem da ocorrecircncia das fases de Bi2O3 e Bi jaacute identificadas nas medidas de
DRX in situ confirmando a consistecircncia dos resultados obtidos por dois ensaios diferentes
Pocircde-se verificar o mesmo fenocircmeno em todos os ensaios que envolveram o
aquecimento da amostra Ao aquecer-se o Bi3Ni ocorre um processo de oxidaccedilatildeo que resulta
na formaccedilatildeo da fase de Bi2O3 e a fase de Bi12NiO19 todas associadas ao consumo de Bi da fase
Bi3Ni
Para realizaccedilatildeo de estudos futuros com o intuito de se obter a fase uacutenica de Bi3Ni
pode-se alterar ligeiramente as massas dos produtos com a adiccedilatildeo de um pouco de niacutequel
67
Pode-se melhorar o controle das condiccedilotildees de realizaccedilatildeo dos tratamentos teacutermicos com o
intuito de se evitar a oxidaccedilatildeo A realizaccedilatildeo de medidas de DSC ateacute a temperatura de 800 0C
poderaacute revelar picos exoteacutermicos e propiciar condiccedilotildees para se calcular a energia necessaacuteria
para promover a cristalizaccedilatildeo da fase amorfa
68
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Figura 29 Tamanho meacutedio de cristalito de Bi3Ni em funccedilatildeo do tempo de moagem
Natildeo houve formaccedilatildeo de novas fases ou aparentemente quaisquer outras alteraccedilotildees
significativas apoacutes a deacutecima terceira hora de moagem Os uacutenicos efeitos com a continuaccedilatildeo da
moagem foram a melhora da cristalizaccedilatildeo da fase de interesse e o aumento de intensidade do
perfil referente a fase amorfa Poreacutem o processo de moagem totalizou 19 horas a finalidade
deste intervalo apoacutes a estabilizaccedilatildeo de formaccedilatildeo da fase pretendida foi verificar a possibilidade
de oxidaccedilatildeo da amostra que ficou exposta ao ambiente durante a execuccedilatildeo do DRX
Observa-se nos difratogramas da Figura 24 a formaccedilatildeo de uma acentuada elevaccedilatildeo na
linha de base entre a faixa de 2θ que vai de aproximadamente 26deg a 36deg A forma ou perfil
dessa elevaccedilatildeo eacute um forte indicio do aparecimento de uma fase amorfa Para alcanccedilar bom
acordo nos refinamentos Rietveld foram necessaacuterios 20 termos na funccedilatildeo polinomial de
Chebyshev para descrever estas linhas de base (background)
Analisando-se portanto os difratogramas referentes agraves etapas de 10 13 16 e 19 horas
eacute possiacutevel identificar o crescimento dessa fase amorfa conforme mostramos na Figura 30
4 6 8 10 12 14 16 18 20
25
30
35
40
45
50
55
Ta
ma
nh
o m
eacuted
io d
e c
rista
lito
(n
m)
Tempo de moagem (horas)
50
Estas curvas satildeo particularmente interessantes uma vez que podemos avaliar as
distacircncias R entre os primeiros vizinhos da fase desordenada aplicando a equaccedilatildeo de Ehrenfest
que pode ser expressa como [56]
2Rsen(θ) = 123λ (14)
O maacuteximo destas curvas correspondem a 2θ ~29o o que nos leva a distacircncias aproximada
de 38 Aring Esta distacircncia natildeo fere nenhum viacutenculo de distancias entre os atamos para
Ni-Ni~248 Aring Ni-Bi~ 278 Aring Bi-Bi~308 Aring Bi-O~214 Aring
Figura 30 Comparaccedilatildeo das funccedilotildees de background para a amostra moiacuteda por 10 13 16 e 19 horas
Com objetivo de avaliar com mais detalhes a estrutura nanocristalina e amorfa
realizamos medidas de difraccedilatildeo com configuraccedilotildees que produzissem uma maior qualidade nos
dados obtidos utilizamos uma cacircmara com baixo vaacutecuo e aumentamos o tempo de aquisiccedilatildeo
dos dados
A Figura 31 mostra o padratildeo obtido para a amostra final moiacuteda por 19 horas
Destacamos a evidente fase amorfa que se forma
10 20 30 40 50 60 70 80
19 horas
16 horas
13 horas
10 horas
Inte
nsid
ade (
u a)
2 (graus)
51
Figura 31 Formaccedilatildeo da fase amorfa na amostra de Bi3Ni apoacutes 19 horas de moagem
Comparando o padratildeo de DRX obtido para amostra moiacuteda por 19 horas com o
difratograma padratildeo de Bi3Ni (cartatildeo nuacutemero 391336 do ICSD) pode-se constatar a
equivalecircncia dos picos conforme apresentada Figura 32
Com os difratogramas de maior resoluccedilatildeo verificamos a presenccedila embora em uma
pequena fraccedilatildeo de Bi (ICSD no 64703) Assim como uma ligeira sugestatildeo da existecircncia de
Bi2O3 (ICSD no 41764) vislumbra-se essa fase em virtude da possiacutevel oxidaccedilatildeo da amostra
devido as sucessivas aberturas do jarro de moagem para realizaccedilatildeo do DRX entretanto
diferentemente do que se percebe para o bismuto natildeo haacute nenhum pico referente ao oxido de
bismuto
Na posiccedilatildeo de 2θ~27o existe um pico caracteriacutestico do Bi2O3 entretanto mesmo com a
melhor resoluccedilatildeo do DRX natildeo eacute possiacutevel distinguir claramente a fase do oxido de bismuto
assim durante o processo de refinamento pelo MR natildeo foi adicionada a fase relativa ao oxido
O refinamento pelo meacutetodo de Rietveld referente a amostra moiacuteda por 19h encontra-se
na Figura 33 percebe-se a boa concordacircncia obtida para a fase de interesse Bi3Ni e a fase
20 30 40 50 60 70 80
Bi
Inte
nsid
ade (
u a)
2 (graus)
Bi
20 25 30 35 40 45
52
amorfa O asterisco indicando o pico principal do Bi salienta que essa fase por contribuir
modestamente em um difratograma tatildeo complexo natildeo eacute bem ajustada
Figura 32 Difratograma da amostra moiacuteda 19h em conjunto com os CIFs de o Bi3Ni Bi e Bi2O3
Figura 33 Difratograma da amostra moiacuteda 19h e refinada por meacutetodo de Rietveld partindo dos CIFs
do Bi3Ni Bi
20 30 40 50 60 70 80
19 horas
Bi3Ni
Bi
Bi2O
3
In
tensid
ade (
u a)
2 (graus)
25 30 35 40
20 30 40 50 60 70 80
Experimental (19h)
Calculado
Residual
Inte
nsid
ade (
u a)
2 (graus)
20 25 30 35 40 45 50
53
Os trabalhos cientiacuteficos que versam sobre a produccedilatildeo e a caracterizaccedilatildeo do composto
Bi3Ni descrevem que a siacutentese pode ser realizada por vaacuterios mecanismos normalmente as
metodologias mais usadas para obtenccedilatildeo envolvem os processos em meio quiacutemico a
eletrodeposiccedilatildeo e a solidificaccedilatildeo raacutepida Em alguns casos utilizou-se longos processos teacutermicos
que envolvem a permanecircncia da amostra num forno de resistecircncia a 1100 degC durante 3 dias
[13] ou processos de sinterizaccedilatildeo com recozimento a vaacutecuo a temperatura de 1000 degC por 24
horas [15] Relata-se tambeacutem que conforme ocorreu neste trabalho algumas amostras
apresentam pequenos traccedilos de Bi em sua composiccedilatildeo final [13]
Dessa forma o primeiro desafio desse trabalho foi produzir uma fase uacutenica de Bi3Ni por
meio da moagem mecacircnica entretanto verificou-se no resultado obtido no DRX e no
refinamento pelo MR que a fase de Bi3Ni embora apresente uma fraccedilatildeo de 999 ainda possui
leves traccedilos do pico mais intenso de bismuto (indicado por um asterisco na Figura 33) Uma
proposta futura seria portanto acrescentar uma pequena quantidade de Ni para interagir com
esse Bi remanescente
42 Medidas de DRX in situ
Com o objetivo de estudar a estabilidade teacutermica e acompanhar a evoluccedilatildeo estrutural da
amostra em funccedilatildeo da temperatura foram realizadas medidas de DRX in situ conforme
descrito nos procedimentos experimentais A Figura 34 apresenta os quatro difratogramas
obtidos
A temperatura de 25 oC observa-se uma fase uacutenica do composto Bi3Ni (com jaacute
mencionado anteriormente a amostra possui uma leve indicaccedilatildeo da presenccedila de bismuto) que
possui estrutura ortorrocircmbica e grupo espacial Pnma eacute a mesma apresentada na Figura 32
A medida que aumentamos a temperatura conforme descrito na seccedilatildeo 3 Figura 21
inicia-se uma transformaccedilatildeo do composto inicial para o crescimento da fase tetragonal de Bi2O3
(ICSD no 41764) e da fase precursora de Bi Essa alteraccedilatildeo na composiccedilatildeo da amostra ocorre
em virtude da degradaccedilatildeo da fase Bi3Ni que conforme eleva-se a temperatura tem sua fraccedilatildeo
diminuiacuteda conforme verifica-se na Figura 36 Embora as medidas in situ terem sido feitas em
baixo vaacutecuo natildeo foi impedido o crescimento do Bi2O3
54
Na Figura 34 encontram-se plotados os DRX referentes as medidas realizadas em 25o
250o 300o e 350 oC as curvas foram deslocadas verticalmente para melhor comparaccedilatildeo
Figura 34 Padratildeo observado nos DRX da amostra submetida a aquecimento
A temperatura de 250 oC temos a ocorrecircncia de trecircs fases Bi3Ni Bi2O3 e Bi
O refinamento estrutural pelo meacutetodo de Rietveld estaacute mostrado na Figura 35 Mesmo tratando-
se de uma amostra com um elevado nuacutemeros de pico aleacutem da presenccedila de uma fase amorfa o
acordo entre o experimental e o calculado eacute notaacutevel Os valores dos iacutendices de avaliaccedilatildeo da
qualidade do refinamento referentes as quatro medidas realizadas encontram-se na tabela 5
20 30 40 50 60 70 80
350 0C
300 0C
250 0C
Inte
nsid
ade (
ua
)
2 (graus)
25 0C
55
Figura 35 Padratildeo obtidos no refinamento pelo MR para amostra aquecida a 250 0C
Tabela 5 Valores de Chi2 e de Rwp obtidos nos refinamentos realizados durante o processo de
aquecimento
A temperatura de 300 oC comeccedila a formaccedilatildeo da uma nova fase cubica de grupo espacial
I23 o Bi12NiO19 em detrimento da diminuiccedilatildeo da fase de Bi3Ni Aleacutem do aumento da fraccedilatildeo
da fase de Bi2O3
Temperatura de realizaccedilatildeo da medida Rwp 1205362
25 0C 69 23
250 0C 83 18
300 0C 98 26
350 0C 99 25
10 20 30 40 50 60 70 80
Inte
nsid
ade (
ua
)
2 (graus)
Experimental
Calculado
Residual
250 0C
25 30 35 40
56
O uacuteltimo DRX foi realizado a 350 oC a principal alteraccedilatildeo dessa medida refere-se ao
fato da inexistecircncia de picos referentes agrave fase Bi3Ni A fase majoritaacuteria torna-se agora a fase
referente ao Bi e a fase Bi12NiO19 (indexado na base de dados PDF2 mas natildeo na base de dados
ICSD) permanece estaacutevel isto eacute sem alteraccedilotildees significativas em sua fraccedilatildeo O fato de estarem
presentes picos referentes ao Bi mesmo apoacutes termos ultrapassado a temperatura de fusatildeo pode
ser explicado levando-se em consideraccedilatildeo a baixa condutividade teacutermica do bismuto aliado ao
excesso de defeitos produzidos na moagem assim natildeo obteve-se a fusatildeo do elemento
Utilizamos os dados obtidos nos refinamentos para plotar o graacutefico exposto na Figura
36 onde eacute possiacutevel observar a fraccedilatildeo de cada fase em funccedilatildeo da temperatura de execuccedilatildeo do
DRX Percebe-se a raacutepida decomposiccedilatildeo da fase de Bi3Ni que entre 250 oC e 350 oC apresenta
uma reduccedilatildeo percentual de aproximadamente 88 concomitantemente ao crescimento
percentual da fase de Bi
Figura 36 Fraccedilotildees de fase em funccedilatildeo da temperatura de realizaccedilatildeo do DRX in situ
O DRX realizado na amostra a 350 oC eacute mostrado na Figura 37 em conjunto aos CIFs
das fases constituintes Para a fase Bi12NiO19 natildeo foi encontrado o CIF no banco de dados do
Inorganic Crystal Structure Database (ICSD) Para refinar utilizando o meacutetodo de Rietveld
partimos do protoacutetipo estrutural de Bi26-x Mx O40-y (M = Mg Al Co Ni) O CIF desta fase
25 75 125 175 225 275 325 375
0
20
40
60
80
100
Fra
ccedilao d
e F
ases (
)
Temperatura (0C)
Bi3Ni
Bi2O
3
Bi
Bi12
NiO19
57
resultante estaacute mostrado em vermelho na Figura 37 e uma representaccedilatildeo da ceacutelula unitaacuteria na
Figura 38 os aacutetomos de oxigecircnio estatildeo representados na cor vermelha e o niacutequel em verde
Figura 37 Padratildeo observado no DRX da amostra em 350 oC em comparaccedilatildeo com o CIF das fases
constituintes
Figura 38 Projeccedilatildeo do eixo a e em perspectiva do Bi12NiO19
10 20 30 40 50 60 70 80
Inte
nsid
ade (
ua
)
2(graus)
350 graus
Bi2O
3
Bi
Bi12
NiO19
20 25 30 35 40 45 50 55
58
O refinamento estrutural utilizando estas fases estaacute mostrado na Figura 39 e os valores
referentes aos paracircmetros de rede obtidos para o refinamento da fase Bi12NiO19 constam na
tabela 6
Figura 39 Padratildeo obtidos no refinamento pelo MR para amostra aquecida a 350 0C
Tabela 6 Paracircmetros da ceacutelula unitaacuteria da estrutura Bi12NiO19
A Figura 40 conteacutem as fotografias retiradas do forno do difratocircmetro antes e apoacutes a
realizaccedilatildeo da medida Eacute possiacutevel verificar que a amostra devido a dilataccedilatildeo volumeacutetrica e a
fusatildeo do bismuto transborda o porta amostra
Paracircmetros de Rede a = b=c=10258(8) Aring
Acircngulos α = β = γ = 900
Volume da ceacutelula 107966(2) Aring3
Grupo de simetria Cuacutebico
Grupo espacial I23
10 20 30 40 50 60 70 80
Inte
nsid
ade (
ua
)
2 (graus)
Calculado
Experimental
Residual
350 0C
20 25 30 35 40 45
59
Figura 40 Fotografia do forno do DRX antes a apoacutes a realizaccedilatildeo das medidas
43 Calorimetria Diferencial de Varredura (DSC)
Com a finalidade de estudar e melhor entender a evoluccedilatildeo estrutural da amostra
observada nas medidas in situ realizou-se medidas DSC conforme descrito nos procedimentos
experimentais a temperatura final foi de 550 oC
Na Figura 41 mostramos as medidas DSC feitas em diferentes taxas de aquecimento
realizadas na amostra moiacuteda por 19 horas Em todas as 4 medidas vemos comportamentos
exoteacutermicos e endoteacutermicos Os picos endoteacutermicos ocorreram a uma temperatura aproximada
de 270 0C temperatura essa equivalente ao ponto de fusatildeo do bismuto e foram atribuiacutedos a
fusatildeo do Bi ocorrida em duas etapas
Comparando-se os resultados obtidos nas medidas in situ onde observamos a nucleaccedilatildeo
de uma nova fase a partir da temperatura de 250 oC com os resultados obtidos no DSC podemos
concluir que o pico exoteacutermico presente no termograma corresponde agrave nucleaccedilatildeo da fase de
Bi2O3
Com a finalidade de calcular a energia de ativaccedilatildeo (Ea) necessaacuteria para promover essa
nucleaccedilatildeo aplicamos a metodologia proposta por Kissinger [2] Conforme indicado na Figura
41 as 4 medidas foram feitas com taxas de aquecimento de 25 5 10 e 20 oCmin
60
A Figura 42 mostra em detalhes a Figura 41 onde vemos os valores das temperaturas
de pico de cristalizaccedilatildeo (Tc) e as referidas taxas de aquecimento (120591) Como era esperado a
medida que a taxa de aquecimento aumenta a temperatura de pico tambem aumenta
Figura 41 Termograma DSC plotados em conjunto para os diferentes fluxos de calor
Figura 42 Espectros DSC com as temperaturas de pico e suas respectivas taxas de aquecimento
100 150 200 250 300 350 400 450 500 550
250Cmin
50Cmin
100Cmin
fluxo d
e c
alo
r (u
a)
Temperatura (0C)
200Cmin
exo
230 235 240 245 250 255 260 265 270 275 280 285
250Cmin
50Cmin
100Cmin
fluxo d
e c
alo
r (u
a )
Temperatura (0C)
242 0C
252 0C
266 0C
278 0C
200Cmin
exo
61
Com os dados fornecidos na Figura 42 pode-se calcular a energia de ativaccedilatildeo referente
a nucleaccedilatildeo da fase de Bi2O3 Plotando-se um graacutefico linear de ln(120591
1198791198882) versus
1
119879119888 onde o
coeficiente angular eacute (minus119864119886
119877) obteacutem-se a energia de ativaccedilatildeo A Figura 43 apresenta a
linearizaccedilatildeo da equaccedilatildeo 16 de onde se obteacutem a energia de ativaccedilatildeo do processo de nucleaccedilatildeo
do Bi2O3
Figura 43 Graacutefico linear do ln(120591
1198791198882) versus
1
119879119888
Logo considerando as relaccedilotildees anteriormente definidas eacute possiacutevel calcular a energia de
ativaccedilatildeo uma vez que m = (minus119864119886
119877) e R = 831 jmol K Desse modo a energia de ativaccedilatildeo
necessaacuteria para promover a nucleaccedilatildeo da fase Bi2O3 eacute de 12465 kJmol
A metodologia proposta permitiria tambeacutem calcular a energia de ativaccedilatildeo necessaacuteria
para cristalizar a fase amorfa as medidas de DSC foram planejadas ateacute a temperatura de
550 oC devido a limitaccedilotildees do equipamento poreacutem como fica evidente na Figura 41 natildeo se
observa nenhum pico exoteacutermico apoacutes os 350 oC que se possa estar associado a cristalizaccedilatildeo da
fase amorfa O pico exoteacutermico existente como jaacute mencionado ocorreu a uma temperatura que
variou de 242 0C agrave 278 0C e refere-se agrave nucleaccedilatildeo de fase
182 184 186 188 190 192 194
-115
-110
-105
-100
-95
ln (
T2 c)
1Tc (10
-3 k
-1)
62
44 Tratamento teacutermico
Apoacutes a realizaccedilatildeo das medidas de DRX in situ e das medidas de DSC a fase amorfa
ainda se encontrava presente assim foi realizado um tratamento teacutermico com a finalidade de
promover a cristalizaccedilatildeo da fase amorfa presente
O tratamento teacutermico foi realizado a uma taxa constante de 10 0Cmim ateacute a temperatura
de 800 0C com a atmosfera protegida por gaacutes argocircnio Na Figura 44 apresenta-se o difratograma
da amostra realizado apoacutes o do tratamento teacutermico vemos no detalhe que a acentuada elevaccedilatildeo
na linha de base entre a faixa de 2θ que vai de aproximadamente 26deg agrave 36deg e que corresponde
a fase amorfa desapareceu completamente
Figura 44 Difratograma da amostra apoacutes tratamento teacutermico
Para a amostra tratada termicamente foram identificadas trecircs fases similar ao observado
nas medias in situ a 350 oC foram identificadas a fase cuacutebica Bi12NiO19 a fase tetragonal de
Bi2O3 (ICSD no 41764) e a fase romboeacutedrica de Bismuto (ICSD no 64703) Na Figura 45
apresentamos o padratildeo observado plotado juntamente com o CIF das 3 fases identificadas
10 20 30 40 50 60 70 80
Inte
nsid
ad
e (
ua
)
2 (graus)
Pos Tratamento Teacutermico
20 25 30 35 40 45 50 55 60
63
Figura 45 Difratograma da amostra apoacutes tratamento teacutermico em conjunto com os CIFs de Bi Bi2O3 e
Bi12NiO19
Pode-se verificar no padratildeo do difratograma da Figura 45 que pelo formato da linha de
base obtida ocorreu a cristalizaccedilatildeo da fase amorfa e as fases identificadas correspondem aos
picos presentes no DRX da amostra
O refinamento realizado pelo MR confirmou a identificaccedilatildeo das fases contidas na
amostra no sentido da exata correspondecircncia entre os picos obtidos nos padrotildees calculados e
observados As fraccedilotildees das fases da amostra que sofreu tratamento teacutermico em comparaccedilatildeo com
as fraccedilotildees obtidas no DRX in situ estatildeo apresentados na tabela 7
Tabela 7 Fraccedilotildees das fases apoacutes tratamento teacutermico e DRX in situ a 350 oC
Fraccedilatildeo das fases Tratamento Teacutermico DRX in situ a 350 oC
Bi12NiO19 90 137
Bi2O3 89 20
Bi 11 663
10 20 30 40 50 60 70 80
Inte
nsid
ade (
ua
)
2 (graus)
Observado
Bi
Bi2O
3
Bi12
NiO19
25 30 35 40 45 50 55
64
O aumento da temperatura propicia a nucleaccedilatildeo das fases de Bi2O3 e Bi12NiO19 em
detrimento da diminuiccedilatildeo da fase Bi3Ni
O refinamento pelo meacutetodo de Rietveld para amostra que sofreu tratamento teacutermico
apresentou uma boa concordacircncia para os perfis calculado e experimental Nesse refinamento
foi utilizado o CIF modificado de Bi12NiO19 Na Figura 46 temos o padratildeo experimental e o
calculado obtidos no refinamento pelo MR
Figura 46 Padratildeo observado e experimental refinado pelo MR para amostra tratada termicamente
Compara-se na Figura 47 os difratogramas obtidos para amostra tratada termicamente e
para o DRX in situ a temperatura de 350 oC eacute possiacutevel identificar a correspondecircncia entre os
picos entretanto eacute notaacutevel a diferenccedila na linha de base do difratograma referente ao DRX in
situ contra o DRX da amostra submetida a tratamento teacutermico Pode-se concluir que para
ocorrer a cristalizaccedilatildeo da fase amorfa eacute necessaacuterio que a temperatura do tratamento teacutermico seja
superior a 550 0C
10 20 30 40 50 60 70 80
Inte
nsid
ade (
ua
)
2 (graus)
Calculado
Experimental
Residual
Pos Tratamento Teacutermico
65
Outro fenocircmeno perceptiacutevel eacute o deslocamento em 2θ da posiccedilatildeo dos picos O
difratograma da amostra que foi ao forno do DRX tem a posiccedilatildeo dos seus picos deslocados para
direita em comparaccedilatildeo ao observado no CIF do Bi12NiO19 e no DRX da amostra que passou
por tratamento teacutermico Podemos associar esse deslocamento a contraccedilatildeo do volume da ceacutelula
unitaacuteria Considerando o valor padratildeo do volume do composto Bi12NiO19 constante na tabela
5 ocorreu uma reduccedilatildeo de volume de aproximadamente 155 para amostra tratada
termicamente e uma variaccedilatildeo positiva de 005 para amostra do DRX in situ Na Figura 47
plotamos juntos os difratogramas da amostra tratada termicamente da amostra que realizou a
medida in situ a 350 0C e o CIF do Bi12NiO19
Figura 47 Difratogramas das amostras apoacutes tratamento teacutermico e DRX in situ em conjunto com o
CIF do Bi12NiO19
O tratamento teacutermico realizado produziu o resultado esperado cristalizando a fase
amorfa As fases presentes na amostra apoacutes a realizaccedilatildeo do tratamento estatildeo em conformidade
agraves encontradas nas medidas de DRX in situ
20 30 40 50 60 70 80
Bi
Inte
nsid
ade (
u a)
2 (graus)
Bi
20 25 30 35 40 45
66
5 CONCLUSAtildeO
A sintetizaccedilatildeo do composto nanoestruturado de Bi3Ni foi realizado de modo eficiente
apoacutes 13 horas de moagem mecacircnica
As medidas de difraccedilatildeo de Raio X possibilitaram acompanhar a evoluccedilatildeo estrutural e a
nucleaccedilatildeo da fase de Bi3Ni O refinamento realizado pelo Meacutetodo de Rietveld proporcionou a
quantificaccedilatildeo dos paracircmetros cristalograacuteficos tais como paracircmetros de rede volume da ceacutelula
unitaacuteria fraccedilatildeo das fases presentes e tamanho de cristalito Os fatores de qualidade e
convergecircncia alcanccedilaram valores satisfatoacuterios correspondendo a exata simulaccedilatildeo do padratildeo
observado
A anaacutelise teacutermica realizada por meio das medidas de DRX in situ permitiu o estudo da
estabilidade teacutermica e o acompanhamento da evoluccedilatildeo estrutural da amostra em funccedilatildeo da
temperatura Foi possiacutevel identificar duas novas fases presentes o Bi2O3 e Bi12NiO19 nucleadas
agraves custas da fase de Bi3Ni Na temperatura de 350 oC a amostra eacute composta das fases Bi12NiO19
Bi2O3 e Bi
As medidas de DSC realizadas ateacute a temperatura de 550 oC e com quatro diferentes
taxas de aquecimento foram utilizadas para se calcular com o uso da equaccedilatildeo de Kissinger a
energia de ativaccedilatildeo (Ea) necessaacuteria para promover a nucleaccedilatildeo do composto Bi12NiO19 que eacute de
12465 kJmol
O tratamento teacutermico no forno ateacute 800 oC promoveu o relaxamento dos defeitos e
tensotildees causadas durante a moagem mecacircnica e a cristalizaccedilatildeo da fase amorfa natildeo sendo mais
possiacutevel identificar no DRX realizado o perfil referente a essa fase Identificou-se novamente a
fase Bi12NiO19 aleacutem da ocorrecircncia das fases de Bi2O3 e Bi jaacute identificadas nas medidas de
DRX in situ confirmando a consistecircncia dos resultados obtidos por dois ensaios diferentes
Pocircde-se verificar o mesmo fenocircmeno em todos os ensaios que envolveram o
aquecimento da amostra Ao aquecer-se o Bi3Ni ocorre um processo de oxidaccedilatildeo que resulta
na formaccedilatildeo da fase de Bi2O3 e a fase de Bi12NiO19 todas associadas ao consumo de Bi da fase
Bi3Ni
Para realizaccedilatildeo de estudos futuros com o intuito de se obter a fase uacutenica de Bi3Ni
pode-se alterar ligeiramente as massas dos produtos com a adiccedilatildeo de um pouco de niacutequel
67
Pode-se melhorar o controle das condiccedilotildees de realizaccedilatildeo dos tratamentos teacutermicos com o
intuito de se evitar a oxidaccedilatildeo A realizaccedilatildeo de medidas de DSC ateacute a temperatura de 800 0C
poderaacute revelar picos exoteacutermicos e propiciar condiccedilotildees para se calcular a energia necessaacuteria
para promover a cristalizaccedilatildeo da fase amorfa
68
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Estas curvas satildeo particularmente interessantes uma vez que podemos avaliar as
distacircncias R entre os primeiros vizinhos da fase desordenada aplicando a equaccedilatildeo de Ehrenfest
que pode ser expressa como [56]
2Rsen(θ) = 123λ (14)
O maacuteximo destas curvas correspondem a 2θ ~29o o que nos leva a distacircncias aproximada
de 38 Aring Esta distacircncia natildeo fere nenhum viacutenculo de distancias entre os atamos para
Ni-Ni~248 Aring Ni-Bi~ 278 Aring Bi-Bi~308 Aring Bi-O~214 Aring
Figura 30 Comparaccedilatildeo das funccedilotildees de background para a amostra moiacuteda por 10 13 16 e 19 horas
Com objetivo de avaliar com mais detalhes a estrutura nanocristalina e amorfa
realizamos medidas de difraccedilatildeo com configuraccedilotildees que produzissem uma maior qualidade nos
dados obtidos utilizamos uma cacircmara com baixo vaacutecuo e aumentamos o tempo de aquisiccedilatildeo
dos dados
A Figura 31 mostra o padratildeo obtido para a amostra final moiacuteda por 19 horas
Destacamos a evidente fase amorfa que se forma
10 20 30 40 50 60 70 80
19 horas
16 horas
13 horas
10 horas
Inte
nsid
ade (
u a)
2 (graus)
51
Figura 31 Formaccedilatildeo da fase amorfa na amostra de Bi3Ni apoacutes 19 horas de moagem
Comparando o padratildeo de DRX obtido para amostra moiacuteda por 19 horas com o
difratograma padratildeo de Bi3Ni (cartatildeo nuacutemero 391336 do ICSD) pode-se constatar a
equivalecircncia dos picos conforme apresentada Figura 32
Com os difratogramas de maior resoluccedilatildeo verificamos a presenccedila embora em uma
pequena fraccedilatildeo de Bi (ICSD no 64703) Assim como uma ligeira sugestatildeo da existecircncia de
Bi2O3 (ICSD no 41764) vislumbra-se essa fase em virtude da possiacutevel oxidaccedilatildeo da amostra
devido as sucessivas aberturas do jarro de moagem para realizaccedilatildeo do DRX entretanto
diferentemente do que se percebe para o bismuto natildeo haacute nenhum pico referente ao oxido de
bismuto
Na posiccedilatildeo de 2θ~27o existe um pico caracteriacutestico do Bi2O3 entretanto mesmo com a
melhor resoluccedilatildeo do DRX natildeo eacute possiacutevel distinguir claramente a fase do oxido de bismuto
assim durante o processo de refinamento pelo MR natildeo foi adicionada a fase relativa ao oxido
O refinamento pelo meacutetodo de Rietveld referente a amostra moiacuteda por 19h encontra-se
na Figura 33 percebe-se a boa concordacircncia obtida para a fase de interesse Bi3Ni e a fase
20 30 40 50 60 70 80
Bi
Inte
nsid
ade (
u a)
2 (graus)
Bi
20 25 30 35 40 45
52
amorfa O asterisco indicando o pico principal do Bi salienta que essa fase por contribuir
modestamente em um difratograma tatildeo complexo natildeo eacute bem ajustada
Figura 32 Difratograma da amostra moiacuteda 19h em conjunto com os CIFs de o Bi3Ni Bi e Bi2O3
Figura 33 Difratograma da amostra moiacuteda 19h e refinada por meacutetodo de Rietveld partindo dos CIFs
do Bi3Ni Bi
20 30 40 50 60 70 80
19 horas
Bi3Ni
Bi
Bi2O
3
In
tensid
ade (
u a)
2 (graus)
25 30 35 40
20 30 40 50 60 70 80
Experimental (19h)
Calculado
Residual
Inte
nsid
ade (
u a)
2 (graus)
20 25 30 35 40 45 50
53
Os trabalhos cientiacuteficos que versam sobre a produccedilatildeo e a caracterizaccedilatildeo do composto
Bi3Ni descrevem que a siacutentese pode ser realizada por vaacuterios mecanismos normalmente as
metodologias mais usadas para obtenccedilatildeo envolvem os processos em meio quiacutemico a
eletrodeposiccedilatildeo e a solidificaccedilatildeo raacutepida Em alguns casos utilizou-se longos processos teacutermicos
que envolvem a permanecircncia da amostra num forno de resistecircncia a 1100 degC durante 3 dias
[13] ou processos de sinterizaccedilatildeo com recozimento a vaacutecuo a temperatura de 1000 degC por 24
horas [15] Relata-se tambeacutem que conforme ocorreu neste trabalho algumas amostras
apresentam pequenos traccedilos de Bi em sua composiccedilatildeo final [13]
Dessa forma o primeiro desafio desse trabalho foi produzir uma fase uacutenica de Bi3Ni por
meio da moagem mecacircnica entretanto verificou-se no resultado obtido no DRX e no
refinamento pelo MR que a fase de Bi3Ni embora apresente uma fraccedilatildeo de 999 ainda possui
leves traccedilos do pico mais intenso de bismuto (indicado por um asterisco na Figura 33) Uma
proposta futura seria portanto acrescentar uma pequena quantidade de Ni para interagir com
esse Bi remanescente
42 Medidas de DRX in situ
Com o objetivo de estudar a estabilidade teacutermica e acompanhar a evoluccedilatildeo estrutural da
amostra em funccedilatildeo da temperatura foram realizadas medidas de DRX in situ conforme
descrito nos procedimentos experimentais A Figura 34 apresenta os quatro difratogramas
obtidos
A temperatura de 25 oC observa-se uma fase uacutenica do composto Bi3Ni (com jaacute
mencionado anteriormente a amostra possui uma leve indicaccedilatildeo da presenccedila de bismuto) que
possui estrutura ortorrocircmbica e grupo espacial Pnma eacute a mesma apresentada na Figura 32
A medida que aumentamos a temperatura conforme descrito na seccedilatildeo 3 Figura 21
inicia-se uma transformaccedilatildeo do composto inicial para o crescimento da fase tetragonal de Bi2O3
(ICSD no 41764) e da fase precursora de Bi Essa alteraccedilatildeo na composiccedilatildeo da amostra ocorre
em virtude da degradaccedilatildeo da fase Bi3Ni que conforme eleva-se a temperatura tem sua fraccedilatildeo
diminuiacuteda conforme verifica-se na Figura 36 Embora as medidas in situ terem sido feitas em
baixo vaacutecuo natildeo foi impedido o crescimento do Bi2O3
54
Na Figura 34 encontram-se plotados os DRX referentes as medidas realizadas em 25o
250o 300o e 350 oC as curvas foram deslocadas verticalmente para melhor comparaccedilatildeo
Figura 34 Padratildeo observado nos DRX da amostra submetida a aquecimento
A temperatura de 250 oC temos a ocorrecircncia de trecircs fases Bi3Ni Bi2O3 e Bi
O refinamento estrutural pelo meacutetodo de Rietveld estaacute mostrado na Figura 35 Mesmo tratando-
se de uma amostra com um elevado nuacutemeros de pico aleacutem da presenccedila de uma fase amorfa o
acordo entre o experimental e o calculado eacute notaacutevel Os valores dos iacutendices de avaliaccedilatildeo da
qualidade do refinamento referentes as quatro medidas realizadas encontram-se na tabela 5
20 30 40 50 60 70 80
350 0C
300 0C
250 0C
Inte
nsid
ade (
ua
)
2 (graus)
25 0C
55
Figura 35 Padratildeo obtidos no refinamento pelo MR para amostra aquecida a 250 0C
Tabela 5 Valores de Chi2 e de Rwp obtidos nos refinamentos realizados durante o processo de
aquecimento
A temperatura de 300 oC comeccedila a formaccedilatildeo da uma nova fase cubica de grupo espacial
I23 o Bi12NiO19 em detrimento da diminuiccedilatildeo da fase de Bi3Ni Aleacutem do aumento da fraccedilatildeo
da fase de Bi2O3
Temperatura de realizaccedilatildeo da medida Rwp 1205362
25 0C 69 23
250 0C 83 18
300 0C 98 26
350 0C 99 25
10 20 30 40 50 60 70 80
Inte
nsid
ade (
ua
)
2 (graus)
Experimental
Calculado
Residual
250 0C
25 30 35 40
56
O uacuteltimo DRX foi realizado a 350 oC a principal alteraccedilatildeo dessa medida refere-se ao
fato da inexistecircncia de picos referentes agrave fase Bi3Ni A fase majoritaacuteria torna-se agora a fase
referente ao Bi e a fase Bi12NiO19 (indexado na base de dados PDF2 mas natildeo na base de dados
ICSD) permanece estaacutevel isto eacute sem alteraccedilotildees significativas em sua fraccedilatildeo O fato de estarem
presentes picos referentes ao Bi mesmo apoacutes termos ultrapassado a temperatura de fusatildeo pode
ser explicado levando-se em consideraccedilatildeo a baixa condutividade teacutermica do bismuto aliado ao
excesso de defeitos produzidos na moagem assim natildeo obteve-se a fusatildeo do elemento
Utilizamos os dados obtidos nos refinamentos para plotar o graacutefico exposto na Figura
36 onde eacute possiacutevel observar a fraccedilatildeo de cada fase em funccedilatildeo da temperatura de execuccedilatildeo do
DRX Percebe-se a raacutepida decomposiccedilatildeo da fase de Bi3Ni que entre 250 oC e 350 oC apresenta
uma reduccedilatildeo percentual de aproximadamente 88 concomitantemente ao crescimento
percentual da fase de Bi
Figura 36 Fraccedilotildees de fase em funccedilatildeo da temperatura de realizaccedilatildeo do DRX in situ
O DRX realizado na amostra a 350 oC eacute mostrado na Figura 37 em conjunto aos CIFs
das fases constituintes Para a fase Bi12NiO19 natildeo foi encontrado o CIF no banco de dados do
Inorganic Crystal Structure Database (ICSD) Para refinar utilizando o meacutetodo de Rietveld
partimos do protoacutetipo estrutural de Bi26-x Mx O40-y (M = Mg Al Co Ni) O CIF desta fase
25 75 125 175 225 275 325 375
0
20
40
60
80
100
Fra
ccedilao d
e F
ases (
)
Temperatura (0C)
Bi3Ni
Bi2O
3
Bi
Bi12
NiO19
57
resultante estaacute mostrado em vermelho na Figura 37 e uma representaccedilatildeo da ceacutelula unitaacuteria na
Figura 38 os aacutetomos de oxigecircnio estatildeo representados na cor vermelha e o niacutequel em verde
Figura 37 Padratildeo observado no DRX da amostra em 350 oC em comparaccedilatildeo com o CIF das fases
constituintes
Figura 38 Projeccedilatildeo do eixo a e em perspectiva do Bi12NiO19
10 20 30 40 50 60 70 80
Inte
nsid
ade (
ua
)
2(graus)
350 graus
Bi2O
3
Bi
Bi12
NiO19
20 25 30 35 40 45 50 55
58
O refinamento estrutural utilizando estas fases estaacute mostrado na Figura 39 e os valores
referentes aos paracircmetros de rede obtidos para o refinamento da fase Bi12NiO19 constam na
tabela 6
Figura 39 Padratildeo obtidos no refinamento pelo MR para amostra aquecida a 350 0C
Tabela 6 Paracircmetros da ceacutelula unitaacuteria da estrutura Bi12NiO19
A Figura 40 conteacutem as fotografias retiradas do forno do difratocircmetro antes e apoacutes a
realizaccedilatildeo da medida Eacute possiacutevel verificar que a amostra devido a dilataccedilatildeo volumeacutetrica e a
fusatildeo do bismuto transborda o porta amostra
Paracircmetros de Rede a = b=c=10258(8) Aring
Acircngulos α = β = γ = 900
Volume da ceacutelula 107966(2) Aring3
Grupo de simetria Cuacutebico
Grupo espacial I23
10 20 30 40 50 60 70 80
Inte
nsid
ade (
ua
)
2 (graus)
Calculado
Experimental
Residual
350 0C
20 25 30 35 40 45
59
Figura 40 Fotografia do forno do DRX antes a apoacutes a realizaccedilatildeo das medidas
43 Calorimetria Diferencial de Varredura (DSC)
Com a finalidade de estudar e melhor entender a evoluccedilatildeo estrutural da amostra
observada nas medidas in situ realizou-se medidas DSC conforme descrito nos procedimentos
experimentais a temperatura final foi de 550 oC
Na Figura 41 mostramos as medidas DSC feitas em diferentes taxas de aquecimento
realizadas na amostra moiacuteda por 19 horas Em todas as 4 medidas vemos comportamentos
exoteacutermicos e endoteacutermicos Os picos endoteacutermicos ocorreram a uma temperatura aproximada
de 270 0C temperatura essa equivalente ao ponto de fusatildeo do bismuto e foram atribuiacutedos a
fusatildeo do Bi ocorrida em duas etapas
Comparando-se os resultados obtidos nas medidas in situ onde observamos a nucleaccedilatildeo
de uma nova fase a partir da temperatura de 250 oC com os resultados obtidos no DSC podemos
concluir que o pico exoteacutermico presente no termograma corresponde agrave nucleaccedilatildeo da fase de
Bi2O3
Com a finalidade de calcular a energia de ativaccedilatildeo (Ea) necessaacuteria para promover essa
nucleaccedilatildeo aplicamos a metodologia proposta por Kissinger [2] Conforme indicado na Figura
41 as 4 medidas foram feitas com taxas de aquecimento de 25 5 10 e 20 oCmin
60
A Figura 42 mostra em detalhes a Figura 41 onde vemos os valores das temperaturas
de pico de cristalizaccedilatildeo (Tc) e as referidas taxas de aquecimento (120591) Como era esperado a
medida que a taxa de aquecimento aumenta a temperatura de pico tambem aumenta
Figura 41 Termograma DSC plotados em conjunto para os diferentes fluxos de calor
Figura 42 Espectros DSC com as temperaturas de pico e suas respectivas taxas de aquecimento
100 150 200 250 300 350 400 450 500 550
250Cmin
50Cmin
100Cmin
fluxo d
e c
alo
r (u
a)
Temperatura (0C)
200Cmin
exo
230 235 240 245 250 255 260 265 270 275 280 285
250Cmin
50Cmin
100Cmin
fluxo d
e c
alo
r (u
a )
Temperatura (0C)
242 0C
252 0C
266 0C
278 0C
200Cmin
exo
61
Com os dados fornecidos na Figura 42 pode-se calcular a energia de ativaccedilatildeo referente
a nucleaccedilatildeo da fase de Bi2O3 Plotando-se um graacutefico linear de ln(120591
1198791198882) versus
1
119879119888 onde o
coeficiente angular eacute (minus119864119886
119877) obteacutem-se a energia de ativaccedilatildeo A Figura 43 apresenta a
linearizaccedilatildeo da equaccedilatildeo 16 de onde se obteacutem a energia de ativaccedilatildeo do processo de nucleaccedilatildeo
do Bi2O3
Figura 43 Graacutefico linear do ln(120591
1198791198882) versus
1
119879119888
Logo considerando as relaccedilotildees anteriormente definidas eacute possiacutevel calcular a energia de
ativaccedilatildeo uma vez que m = (minus119864119886
119877) e R = 831 jmol K Desse modo a energia de ativaccedilatildeo
necessaacuteria para promover a nucleaccedilatildeo da fase Bi2O3 eacute de 12465 kJmol
A metodologia proposta permitiria tambeacutem calcular a energia de ativaccedilatildeo necessaacuteria
para cristalizar a fase amorfa as medidas de DSC foram planejadas ateacute a temperatura de
550 oC devido a limitaccedilotildees do equipamento poreacutem como fica evidente na Figura 41 natildeo se
observa nenhum pico exoteacutermico apoacutes os 350 oC que se possa estar associado a cristalizaccedilatildeo da
fase amorfa O pico exoteacutermico existente como jaacute mencionado ocorreu a uma temperatura que
variou de 242 0C agrave 278 0C e refere-se agrave nucleaccedilatildeo de fase
182 184 186 188 190 192 194
-115
-110
-105
-100
-95
ln (
T2 c)
1Tc (10
-3 k
-1)
62
44 Tratamento teacutermico
Apoacutes a realizaccedilatildeo das medidas de DRX in situ e das medidas de DSC a fase amorfa
ainda se encontrava presente assim foi realizado um tratamento teacutermico com a finalidade de
promover a cristalizaccedilatildeo da fase amorfa presente
O tratamento teacutermico foi realizado a uma taxa constante de 10 0Cmim ateacute a temperatura
de 800 0C com a atmosfera protegida por gaacutes argocircnio Na Figura 44 apresenta-se o difratograma
da amostra realizado apoacutes o do tratamento teacutermico vemos no detalhe que a acentuada elevaccedilatildeo
na linha de base entre a faixa de 2θ que vai de aproximadamente 26deg agrave 36deg e que corresponde
a fase amorfa desapareceu completamente
Figura 44 Difratograma da amostra apoacutes tratamento teacutermico
Para a amostra tratada termicamente foram identificadas trecircs fases similar ao observado
nas medias in situ a 350 oC foram identificadas a fase cuacutebica Bi12NiO19 a fase tetragonal de
Bi2O3 (ICSD no 41764) e a fase romboeacutedrica de Bismuto (ICSD no 64703) Na Figura 45
apresentamos o padratildeo observado plotado juntamente com o CIF das 3 fases identificadas
10 20 30 40 50 60 70 80
Inte
nsid
ad
e (
ua
)
2 (graus)
Pos Tratamento Teacutermico
20 25 30 35 40 45 50 55 60
63
Figura 45 Difratograma da amostra apoacutes tratamento teacutermico em conjunto com os CIFs de Bi Bi2O3 e
Bi12NiO19
Pode-se verificar no padratildeo do difratograma da Figura 45 que pelo formato da linha de
base obtida ocorreu a cristalizaccedilatildeo da fase amorfa e as fases identificadas correspondem aos
picos presentes no DRX da amostra
O refinamento realizado pelo MR confirmou a identificaccedilatildeo das fases contidas na
amostra no sentido da exata correspondecircncia entre os picos obtidos nos padrotildees calculados e
observados As fraccedilotildees das fases da amostra que sofreu tratamento teacutermico em comparaccedilatildeo com
as fraccedilotildees obtidas no DRX in situ estatildeo apresentados na tabela 7
Tabela 7 Fraccedilotildees das fases apoacutes tratamento teacutermico e DRX in situ a 350 oC
Fraccedilatildeo das fases Tratamento Teacutermico DRX in situ a 350 oC
Bi12NiO19 90 137
Bi2O3 89 20
Bi 11 663
10 20 30 40 50 60 70 80
Inte
nsid
ade (
ua
)
2 (graus)
Observado
Bi
Bi2O
3
Bi12
NiO19
25 30 35 40 45 50 55
64
O aumento da temperatura propicia a nucleaccedilatildeo das fases de Bi2O3 e Bi12NiO19 em
detrimento da diminuiccedilatildeo da fase Bi3Ni
O refinamento pelo meacutetodo de Rietveld para amostra que sofreu tratamento teacutermico
apresentou uma boa concordacircncia para os perfis calculado e experimental Nesse refinamento
foi utilizado o CIF modificado de Bi12NiO19 Na Figura 46 temos o padratildeo experimental e o
calculado obtidos no refinamento pelo MR
Figura 46 Padratildeo observado e experimental refinado pelo MR para amostra tratada termicamente
Compara-se na Figura 47 os difratogramas obtidos para amostra tratada termicamente e
para o DRX in situ a temperatura de 350 oC eacute possiacutevel identificar a correspondecircncia entre os
picos entretanto eacute notaacutevel a diferenccedila na linha de base do difratograma referente ao DRX in
situ contra o DRX da amostra submetida a tratamento teacutermico Pode-se concluir que para
ocorrer a cristalizaccedilatildeo da fase amorfa eacute necessaacuterio que a temperatura do tratamento teacutermico seja
superior a 550 0C
10 20 30 40 50 60 70 80
Inte
nsid
ade (
ua
)
2 (graus)
Calculado
Experimental
Residual
Pos Tratamento Teacutermico
65
Outro fenocircmeno perceptiacutevel eacute o deslocamento em 2θ da posiccedilatildeo dos picos O
difratograma da amostra que foi ao forno do DRX tem a posiccedilatildeo dos seus picos deslocados para
direita em comparaccedilatildeo ao observado no CIF do Bi12NiO19 e no DRX da amostra que passou
por tratamento teacutermico Podemos associar esse deslocamento a contraccedilatildeo do volume da ceacutelula
unitaacuteria Considerando o valor padratildeo do volume do composto Bi12NiO19 constante na tabela
5 ocorreu uma reduccedilatildeo de volume de aproximadamente 155 para amostra tratada
termicamente e uma variaccedilatildeo positiva de 005 para amostra do DRX in situ Na Figura 47
plotamos juntos os difratogramas da amostra tratada termicamente da amostra que realizou a
medida in situ a 350 0C e o CIF do Bi12NiO19
Figura 47 Difratogramas das amostras apoacutes tratamento teacutermico e DRX in situ em conjunto com o
CIF do Bi12NiO19
O tratamento teacutermico realizado produziu o resultado esperado cristalizando a fase
amorfa As fases presentes na amostra apoacutes a realizaccedilatildeo do tratamento estatildeo em conformidade
agraves encontradas nas medidas de DRX in situ
20 30 40 50 60 70 80
Bi
Inte
nsid
ade (
u a)
2 (graus)
Bi
20 25 30 35 40 45
66
5 CONCLUSAtildeO
A sintetizaccedilatildeo do composto nanoestruturado de Bi3Ni foi realizado de modo eficiente
apoacutes 13 horas de moagem mecacircnica
As medidas de difraccedilatildeo de Raio X possibilitaram acompanhar a evoluccedilatildeo estrutural e a
nucleaccedilatildeo da fase de Bi3Ni O refinamento realizado pelo Meacutetodo de Rietveld proporcionou a
quantificaccedilatildeo dos paracircmetros cristalograacuteficos tais como paracircmetros de rede volume da ceacutelula
unitaacuteria fraccedilatildeo das fases presentes e tamanho de cristalito Os fatores de qualidade e
convergecircncia alcanccedilaram valores satisfatoacuterios correspondendo a exata simulaccedilatildeo do padratildeo
observado
A anaacutelise teacutermica realizada por meio das medidas de DRX in situ permitiu o estudo da
estabilidade teacutermica e o acompanhamento da evoluccedilatildeo estrutural da amostra em funccedilatildeo da
temperatura Foi possiacutevel identificar duas novas fases presentes o Bi2O3 e Bi12NiO19 nucleadas
agraves custas da fase de Bi3Ni Na temperatura de 350 oC a amostra eacute composta das fases Bi12NiO19
Bi2O3 e Bi
As medidas de DSC realizadas ateacute a temperatura de 550 oC e com quatro diferentes
taxas de aquecimento foram utilizadas para se calcular com o uso da equaccedilatildeo de Kissinger a
energia de ativaccedilatildeo (Ea) necessaacuteria para promover a nucleaccedilatildeo do composto Bi12NiO19 que eacute de
12465 kJmol
O tratamento teacutermico no forno ateacute 800 oC promoveu o relaxamento dos defeitos e
tensotildees causadas durante a moagem mecacircnica e a cristalizaccedilatildeo da fase amorfa natildeo sendo mais
possiacutevel identificar no DRX realizado o perfil referente a essa fase Identificou-se novamente a
fase Bi12NiO19 aleacutem da ocorrecircncia das fases de Bi2O3 e Bi jaacute identificadas nas medidas de
DRX in situ confirmando a consistecircncia dos resultados obtidos por dois ensaios diferentes
Pocircde-se verificar o mesmo fenocircmeno em todos os ensaios que envolveram o
aquecimento da amostra Ao aquecer-se o Bi3Ni ocorre um processo de oxidaccedilatildeo que resulta
na formaccedilatildeo da fase de Bi2O3 e a fase de Bi12NiO19 todas associadas ao consumo de Bi da fase
Bi3Ni
Para realizaccedilatildeo de estudos futuros com o intuito de se obter a fase uacutenica de Bi3Ni
pode-se alterar ligeiramente as massas dos produtos com a adiccedilatildeo de um pouco de niacutequel
67
Pode-se melhorar o controle das condiccedilotildees de realizaccedilatildeo dos tratamentos teacutermicos com o
intuito de se evitar a oxidaccedilatildeo A realizaccedilatildeo de medidas de DSC ateacute a temperatura de 800 0C
poderaacute revelar picos exoteacutermicos e propiciar condiccedilotildees para se calcular a energia necessaacuteria
para promover a cristalizaccedilatildeo da fase amorfa
68
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51
Figura 31 Formaccedilatildeo da fase amorfa na amostra de Bi3Ni apoacutes 19 horas de moagem
Comparando o padratildeo de DRX obtido para amostra moiacuteda por 19 horas com o
difratograma padratildeo de Bi3Ni (cartatildeo nuacutemero 391336 do ICSD) pode-se constatar a
equivalecircncia dos picos conforme apresentada Figura 32
Com os difratogramas de maior resoluccedilatildeo verificamos a presenccedila embora em uma
pequena fraccedilatildeo de Bi (ICSD no 64703) Assim como uma ligeira sugestatildeo da existecircncia de
Bi2O3 (ICSD no 41764) vislumbra-se essa fase em virtude da possiacutevel oxidaccedilatildeo da amostra
devido as sucessivas aberturas do jarro de moagem para realizaccedilatildeo do DRX entretanto
diferentemente do que se percebe para o bismuto natildeo haacute nenhum pico referente ao oxido de
bismuto
Na posiccedilatildeo de 2θ~27o existe um pico caracteriacutestico do Bi2O3 entretanto mesmo com a
melhor resoluccedilatildeo do DRX natildeo eacute possiacutevel distinguir claramente a fase do oxido de bismuto
assim durante o processo de refinamento pelo MR natildeo foi adicionada a fase relativa ao oxido
O refinamento pelo meacutetodo de Rietveld referente a amostra moiacuteda por 19h encontra-se
na Figura 33 percebe-se a boa concordacircncia obtida para a fase de interesse Bi3Ni e a fase
20 30 40 50 60 70 80
Bi
Inte
nsid
ade (
u a)
2 (graus)
Bi
20 25 30 35 40 45
52
amorfa O asterisco indicando o pico principal do Bi salienta que essa fase por contribuir
modestamente em um difratograma tatildeo complexo natildeo eacute bem ajustada
Figura 32 Difratograma da amostra moiacuteda 19h em conjunto com os CIFs de o Bi3Ni Bi e Bi2O3
Figura 33 Difratograma da amostra moiacuteda 19h e refinada por meacutetodo de Rietveld partindo dos CIFs
do Bi3Ni Bi
20 30 40 50 60 70 80
19 horas
Bi3Ni
Bi
Bi2O
3
In
tensid
ade (
u a)
2 (graus)
25 30 35 40
20 30 40 50 60 70 80
Experimental (19h)
Calculado
Residual
Inte
nsid
ade (
u a)
2 (graus)
20 25 30 35 40 45 50
53
Os trabalhos cientiacuteficos que versam sobre a produccedilatildeo e a caracterizaccedilatildeo do composto
Bi3Ni descrevem que a siacutentese pode ser realizada por vaacuterios mecanismos normalmente as
metodologias mais usadas para obtenccedilatildeo envolvem os processos em meio quiacutemico a
eletrodeposiccedilatildeo e a solidificaccedilatildeo raacutepida Em alguns casos utilizou-se longos processos teacutermicos
que envolvem a permanecircncia da amostra num forno de resistecircncia a 1100 degC durante 3 dias
[13] ou processos de sinterizaccedilatildeo com recozimento a vaacutecuo a temperatura de 1000 degC por 24
horas [15] Relata-se tambeacutem que conforme ocorreu neste trabalho algumas amostras
apresentam pequenos traccedilos de Bi em sua composiccedilatildeo final [13]
Dessa forma o primeiro desafio desse trabalho foi produzir uma fase uacutenica de Bi3Ni por
meio da moagem mecacircnica entretanto verificou-se no resultado obtido no DRX e no
refinamento pelo MR que a fase de Bi3Ni embora apresente uma fraccedilatildeo de 999 ainda possui
leves traccedilos do pico mais intenso de bismuto (indicado por um asterisco na Figura 33) Uma
proposta futura seria portanto acrescentar uma pequena quantidade de Ni para interagir com
esse Bi remanescente
42 Medidas de DRX in situ
Com o objetivo de estudar a estabilidade teacutermica e acompanhar a evoluccedilatildeo estrutural da
amostra em funccedilatildeo da temperatura foram realizadas medidas de DRX in situ conforme
descrito nos procedimentos experimentais A Figura 34 apresenta os quatro difratogramas
obtidos
A temperatura de 25 oC observa-se uma fase uacutenica do composto Bi3Ni (com jaacute
mencionado anteriormente a amostra possui uma leve indicaccedilatildeo da presenccedila de bismuto) que
possui estrutura ortorrocircmbica e grupo espacial Pnma eacute a mesma apresentada na Figura 32
A medida que aumentamos a temperatura conforme descrito na seccedilatildeo 3 Figura 21
inicia-se uma transformaccedilatildeo do composto inicial para o crescimento da fase tetragonal de Bi2O3
(ICSD no 41764) e da fase precursora de Bi Essa alteraccedilatildeo na composiccedilatildeo da amostra ocorre
em virtude da degradaccedilatildeo da fase Bi3Ni que conforme eleva-se a temperatura tem sua fraccedilatildeo
diminuiacuteda conforme verifica-se na Figura 36 Embora as medidas in situ terem sido feitas em
baixo vaacutecuo natildeo foi impedido o crescimento do Bi2O3
54
Na Figura 34 encontram-se plotados os DRX referentes as medidas realizadas em 25o
250o 300o e 350 oC as curvas foram deslocadas verticalmente para melhor comparaccedilatildeo
Figura 34 Padratildeo observado nos DRX da amostra submetida a aquecimento
A temperatura de 250 oC temos a ocorrecircncia de trecircs fases Bi3Ni Bi2O3 e Bi
O refinamento estrutural pelo meacutetodo de Rietveld estaacute mostrado na Figura 35 Mesmo tratando-
se de uma amostra com um elevado nuacutemeros de pico aleacutem da presenccedila de uma fase amorfa o
acordo entre o experimental e o calculado eacute notaacutevel Os valores dos iacutendices de avaliaccedilatildeo da
qualidade do refinamento referentes as quatro medidas realizadas encontram-se na tabela 5
20 30 40 50 60 70 80
350 0C
300 0C
250 0C
Inte
nsid
ade (
ua
)
2 (graus)
25 0C
55
Figura 35 Padratildeo obtidos no refinamento pelo MR para amostra aquecida a 250 0C
Tabela 5 Valores de Chi2 e de Rwp obtidos nos refinamentos realizados durante o processo de
aquecimento
A temperatura de 300 oC comeccedila a formaccedilatildeo da uma nova fase cubica de grupo espacial
I23 o Bi12NiO19 em detrimento da diminuiccedilatildeo da fase de Bi3Ni Aleacutem do aumento da fraccedilatildeo
da fase de Bi2O3
Temperatura de realizaccedilatildeo da medida Rwp 1205362
25 0C 69 23
250 0C 83 18
300 0C 98 26
350 0C 99 25
10 20 30 40 50 60 70 80
Inte
nsid
ade (
ua
)
2 (graus)
Experimental
Calculado
Residual
250 0C
25 30 35 40
56
O uacuteltimo DRX foi realizado a 350 oC a principal alteraccedilatildeo dessa medida refere-se ao
fato da inexistecircncia de picos referentes agrave fase Bi3Ni A fase majoritaacuteria torna-se agora a fase
referente ao Bi e a fase Bi12NiO19 (indexado na base de dados PDF2 mas natildeo na base de dados
ICSD) permanece estaacutevel isto eacute sem alteraccedilotildees significativas em sua fraccedilatildeo O fato de estarem
presentes picos referentes ao Bi mesmo apoacutes termos ultrapassado a temperatura de fusatildeo pode
ser explicado levando-se em consideraccedilatildeo a baixa condutividade teacutermica do bismuto aliado ao
excesso de defeitos produzidos na moagem assim natildeo obteve-se a fusatildeo do elemento
Utilizamos os dados obtidos nos refinamentos para plotar o graacutefico exposto na Figura
36 onde eacute possiacutevel observar a fraccedilatildeo de cada fase em funccedilatildeo da temperatura de execuccedilatildeo do
DRX Percebe-se a raacutepida decomposiccedilatildeo da fase de Bi3Ni que entre 250 oC e 350 oC apresenta
uma reduccedilatildeo percentual de aproximadamente 88 concomitantemente ao crescimento
percentual da fase de Bi
Figura 36 Fraccedilotildees de fase em funccedilatildeo da temperatura de realizaccedilatildeo do DRX in situ
O DRX realizado na amostra a 350 oC eacute mostrado na Figura 37 em conjunto aos CIFs
das fases constituintes Para a fase Bi12NiO19 natildeo foi encontrado o CIF no banco de dados do
Inorganic Crystal Structure Database (ICSD) Para refinar utilizando o meacutetodo de Rietveld
partimos do protoacutetipo estrutural de Bi26-x Mx O40-y (M = Mg Al Co Ni) O CIF desta fase
25 75 125 175 225 275 325 375
0
20
40
60
80
100
Fra
ccedilao d
e F
ases (
)
Temperatura (0C)
Bi3Ni
Bi2O
3
Bi
Bi12
NiO19
57
resultante estaacute mostrado em vermelho na Figura 37 e uma representaccedilatildeo da ceacutelula unitaacuteria na
Figura 38 os aacutetomos de oxigecircnio estatildeo representados na cor vermelha e o niacutequel em verde
Figura 37 Padratildeo observado no DRX da amostra em 350 oC em comparaccedilatildeo com o CIF das fases
constituintes
Figura 38 Projeccedilatildeo do eixo a e em perspectiva do Bi12NiO19
10 20 30 40 50 60 70 80
Inte
nsid
ade (
ua
)
2(graus)
350 graus
Bi2O
3
Bi
Bi12
NiO19
20 25 30 35 40 45 50 55
58
O refinamento estrutural utilizando estas fases estaacute mostrado na Figura 39 e os valores
referentes aos paracircmetros de rede obtidos para o refinamento da fase Bi12NiO19 constam na
tabela 6
Figura 39 Padratildeo obtidos no refinamento pelo MR para amostra aquecida a 350 0C
Tabela 6 Paracircmetros da ceacutelula unitaacuteria da estrutura Bi12NiO19
A Figura 40 conteacutem as fotografias retiradas do forno do difratocircmetro antes e apoacutes a
realizaccedilatildeo da medida Eacute possiacutevel verificar que a amostra devido a dilataccedilatildeo volumeacutetrica e a
fusatildeo do bismuto transborda o porta amostra
Paracircmetros de Rede a = b=c=10258(8) Aring
Acircngulos α = β = γ = 900
Volume da ceacutelula 107966(2) Aring3
Grupo de simetria Cuacutebico
Grupo espacial I23
10 20 30 40 50 60 70 80
Inte
nsid
ade (
ua
)
2 (graus)
Calculado
Experimental
Residual
350 0C
20 25 30 35 40 45
59
Figura 40 Fotografia do forno do DRX antes a apoacutes a realizaccedilatildeo das medidas
43 Calorimetria Diferencial de Varredura (DSC)
Com a finalidade de estudar e melhor entender a evoluccedilatildeo estrutural da amostra
observada nas medidas in situ realizou-se medidas DSC conforme descrito nos procedimentos
experimentais a temperatura final foi de 550 oC
Na Figura 41 mostramos as medidas DSC feitas em diferentes taxas de aquecimento
realizadas na amostra moiacuteda por 19 horas Em todas as 4 medidas vemos comportamentos
exoteacutermicos e endoteacutermicos Os picos endoteacutermicos ocorreram a uma temperatura aproximada
de 270 0C temperatura essa equivalente ao ponto de fusatildeo do bismuto e foram atribuiacutedos a
fusatildeo do Bi ocorrida em duas etapas
Comparando-se os resultados obtidos nas medidas in situ onde observamos a nucleaccedilatildeo
de uma nova fase a partir da temperatura de 250 oC com os resultados obtidos no DSC podemos
concluir que o pico exoteacutermico presente no termograma corresponde agrave nucleaccedilatildeo da fase de
Bi2O3
Com a finalidade de calcular a energia de ativaccedilatildeo (Ea) necessaacuteria para promover essa
nucleaccedilatildeo aplicamos a metodologia proposta por Kissinger [2] Conforme indicado na Figura
41 as 4 medidas foram feitas com taxas de aquecimento de 25 5 10 e 20 oCmin
60
A Figura 42 mostra em detalhes a Figura 41 onde vemos os valores das temperaturas
de pico de cristalizaccedilatildeo (Tc) e as referidas taxas de aquecimento (120591) Como era esperado a
medida que a taxa de aquecimento aumenta a temperatura de pico tambem aumenta
Figura 41 Termograma DSC plotados em conjunto para os diferentes fluxos de calor
Figura 42 Espectros DSC com as temperaturas de pico e suas respectivas taxas de aquecimento
100 150 200 250 300 350 400 450 500 550
250Cmin
50Cmin
100Cmin
fluxo d
e c
alo
r (u
a)
Temperatura (0C)
200Cmin
exo
230 235 240 245 250 255 260 265 270 275 280 285
250Cmin
50Cmin
100Cmin
fluxo d
e c
alo
r (u
a )
Temperatura (0C)
242 0C
252 0C
266 0C
278 0C
200Cmin
exo
61
Com os dados fornecidos na Figura 42 pode-se calcular a energia de ativaccedilatildeo referente
a nucleaccedilatildeo da fase de Bi2O3 Plotando-se um graacutefico linear de ln(120591
1198791198882) versus
1
119879119888 onde o
coeficiente angular eacute (minus119864119886
119877) obteacutem-se a energia de ativaccedilatildeo A Figura 43 apresenta a
linearizaccedilatildeo da equaccedilatildeo 16 de onde se obteacutem a energia de ativaccedilatildeo do processo de nucleaccedilatildeo
do Bi2O3
Figura 43 Graacutefico linear do ln(120591
1198791198882) versus
1
119879119888
Logo considerando as relaccedilotildees anteriormente definidas eacute possiacutevel calcular a energia de
ativaccedilatildeo uma vez que m = (minus119864119886
119877) e R = 831 jmol K Desse modo a energia de ativaccedilatildeo
necessaacuteria para promover a nucleaccedilatildeo da fase Bi2O3 eacute de 12465 kJmol
A metodologia proposta permitiria tambeacutem calcular a energia de ativaccedilatildeo necessaacuteria
para cristalizar a fase amorfa as medidas de DSC foram planejadas ateacute a temperatura de
550 oC devido a limitaccedilotildees do equipamento poreacutem como fica evidente na Figura 41 natildeo se
observa nenhum pico exoteacutermico apoacutes os 350 oC que se possa estar associado a cristalizaccedilatildeo da
fase amorfa O pico exoteacutermico existente como jaacute mencionado ocorreu a uma temperatura que
variou de 242 0C agrave 278 0C e refere-se agrave nucleaccedilatildeo de fase
182 184 186 188 190 192 194
-115
-110
-105
-100
-95
ln (
T2 c)
1Tc (10
-3 k
-1)
62
44 Tratamento teacutermico
Apoacutes a realizaccedilatildeo das medidas de DRX in situ e das medidas de DSC a fase amorfa
ainda se encontrava presente assim foi realizado um tratamento teacutermico com a finalidade de
promover a cristalizaccedilatildeo da fase amorfa presente
O tratamento teacutermico foi realizado a uma taxa constante de 10 0Cmim ateacute a temperatura
de 800 0C com a atmosfera protegida por gaacutes argocircnio Na Figura 44 apresenta-se o difratograma
da amostra realizado apoacutes o do tratamento teacutermico vemos no detalhe que a acentuada elevaccedilatildeo
na linha de base entre a faixa de 2θ que vai de aproximadamente 26deg agrave 36deg e que corresponde
a fase amorfa desapareceu completamente
Figura 44 Difratograma da amostra apoacutes tratamento teacutermico
Para a amostra tratada termicamente foram identificadas trecircs fases similar ao observado
nas medias in situ a 350 oC foram identificadas a fase cuacutebica Bi12NiO19 a fase tetragonal de
Bi2O3 (ICSD no 41764) e a fase romboeacutedrica de Bismuto (ICSD no 64703) Na Figura 45
apresentamos o padratildeo observado plotado juntamente com o CIF das 3 fases identificadas
10 20 30 40 50 60 70 80
Inte
nsid
ad
e (
ua
)
2 (graus)
Pos Tratamento Teacutermico
20 25 30 35 40 45 50 55 60
63
Figura 45 Difratograma da amostra apoacutes tratamento teacutermico em conjunto com os CIFs de Bi Bi2O3 e
Bi12NiO19
Pode-se verificar no padratildeo do difratograma da Figura 45 que pelo formato da linha de
base obtida ocorreu a cristalizaccedilatildeo da fase amorfa e as fases identificadas correspondem aos
picos presentes no DRX da amostra
O refinamento realizado pelo MR confirmou a identificaccedilatildeo das fases contidas na
amostra no sentido da exata correspondecircncia entre os picos obtidos nos padrotildees calculados e
observados As fraccedilotildees das fases da amostra que sofreu tratamento teacutermico em comparaccedilatildeo com
as fraccedilotildees obtidas no DRX in situ estatildeo apresentados na tabela 7
Tabela 7 Fraccedilotildees das fases apoacutes tratamento teacutermico e DRX in situ a 350 oC
Fraccedilatildeo das fases Tratamento Teacutermico DRX in situ a 350 oC
Bi12NiO19 90 137
Bi2O3 89 20
Bi 11 663
10 20 30 40 50 60 70 80
Inte
nsid
ade (
ua
)
2 (graus)
Observado
Bi
Bi2O
3
Bi12
NiO19
25 30 35 40 45 50 55
64
O aumento da temperatura propicia a nucleaccedilatildeo das fases de Bi2O3 e Bi12NiO19 em
detrimento da diminuiccedilatildeo da fase Bi3Ni
O refinamento pelo meacutetodo de Rietveld para amostra que sofreu tratamento teacutermico
apresentou uma boa concordacircncia para os perfis calculado e experimental Nesse refinamento
foi utilizado o CIF modificado de Bi12NiO19 Na Figura 46 temos o padratildeo experimental e o
calculado obtidos no refinamento pelo MR
Figura 46 Padratildeo observado e experimental refinado pelo MR para amostra tratada termicamente
Compara-se na Figura 47 os difratogramas obtidos para amostra tratada termicamente e
para o DRX in situ a temperatura de 350 oC eacute possiacutevel identificar a correspondecircncia entre os
picos entretanto eacute notaacutevel a diferenccedila na linha de base do difratograma referente ao DRX in
situ contra o DRX da amostra submetida a tratamento teacutermico Pode-se concluir que para
ocorrer a cristalizaccedilatildeo da fase amorfa eacute necessaacuterio que a temperatura do tratamento teacutermico seja
superior a 550 0C
10 20 30 40 50 60 70 80
Inte
nsid
ade (
ua
)
2 (graus)
Calculado
Experimental
Residual
Pos Tratamento Teacutermico
65
Outro fenocircmeno perceptiacutevel eacute o deslocamento em 2θ da posiccedilatildeo dos picos O
difratograma da amostra que foi ao forno do DRX tem a posiccedilatildeo dos seus picos deslocados para
direita em comparaccedilatildeo ao observado no CIF do Bi12NiO19 e no DRX da amostra que passou
por tratamento teacutermico Podemos associar esse deslocamento a contraccedilatildeo do volume da ceacutelula
unitaacuteria Considerando o valor padratildeo do volume do composto Bi12NiO19 constante na tabela
5 ocorreu uma reduccedilatildeo de volume de aproximadamente 155 para amostra tratada
termicamente e uma variaccedilatildeo positiva de 005 para amostra do DRX in situ Na Figura 47
plotamos juntos os difratogramas da amostra tratada termicamente da amostra que realizou a
medida in situ a 350 0C e o CIF do Bi12NiO19
Figura 47 Difratogramas das amostras apoacutes tratamento teacutermico e DRX in situ em conjunto com o
CIF do Bi12NiO19
O tratamento teacutermico realizado produziu o resultado esperado cristalizando a fase
amorfa As fases presentes na amostra apoacutes a realizaccedilatildeo do tratamento estatildeo em conformidade
agraves encontradas nas medidas de DRX in situ
20 30 40 50 60 70 80
Bi
Inte
nsid
ade (
u a)
2 (graus)
Bi
20 25 30 35 40 45
66
5 CONCLUSAtildeO
A sintetizaccedilatildeo do composto nanoestruturado de Bi3Ni foi realizado de modo eficiente
apoacutes 13 horas de moagem mecacircnica
As medidas de difraccedilatildeo de Raio X possibilitaram acompanhar a evoluccedilatildeo estrutural e a
nucleaccedilatildeo da fase de Bi3Ni O refinamento realizado pelo Meacutetodo de Rietveld proporcionou a
quantificaccedilatildeo dos paracircmetros cristalograacuteficos tais como paracircmetros de rede volume da ceacutelula
unitaacuteria fraccedilatildeo das fases presentes e tamanho de cristalito Os fatores de qualidade e
convergecircncia alcanccedilaram valores satisfatoacuterios correspondendo a exata simulaccedilatildeo do padratildeo
observado
A anaacutelise teacutermica realizada por meio das medidas de DRX in situ permitiu o estudo da
estabilidade teacutermica e o acompanhamento da evoluccedilatildeo estrutural da amostra em funccedilatildeo da
temperatura Foi possiacutevel identificar duas novas fases presentes o Bi2O3 e Bi12NiO19 nucleadas
agraves custas da fase de Bi3Ni Na temperatura de 350 oC a amostra eacute composta das fases Bi12NiO19
Bi2O3 e Bi
As medidas de DSC realizadas ateacute a temperatura de 550 oC e com quatro diferentes
taxas de aquecimento foram utilizadas para se calcular com o uso da equaccedilatildeo de Kissinger a
energia de ativaccedilatildeo (Ea) necessaacuteria para promover a nucleaccedilatildeo do composto Bi12NiO19 que eacute de
12465 kJmol
O tratamento teacutermico no forno ateacute 800 oC promoveu o relaxamento dos defeitos e
tensotildees causadas durante a moagem mecacircnica e a cristalizaccedilatildeo da fase amorfa natildeo sendo mais
possiacutevel identificar no DRX realizado o perfil referente a essa fase Identificou-se novamente a
fase Bi12NiO19 aleacutem da ocorrecircncia das fases de Bi2O3 e Bi jaacute identificadas nas medidas de
DRX in situ confirmando a consistecircncia dos resultados obtidos por dois ensaios diferentes
Pocircde-se verificar o mesmo fenocircmeno em todos os ensaios que envolveram o
aquecimento da amostra Ao aquecer-se o Bi3Ni ocorre um processo de oxidaccedilatildeo que resulta
na formaccedilatildeo da fase de Bi2O3 e a fase de Bi12NiO19 todas associadas ao consumo de Bi da fase
Bi3Ni
Para realizaccedilatildeo de estudos futuros com o intuito de se obter a fase uacutenica de Bi3Ni
pode-se alterar ligeiramente as massas dos produtos com a adiccedilatildeo de um pouco de niacutequel
67
Pode-se melhorar o controle das condiccedilotildees de realizaccedilatildeo dos tratamentos teacutermicos com o
intuito de se evitar a oxidaccedilatildeo A realizaccedilatildeo de medidas de DSC ateacute a temperatura de 800 0C
poderaacute revelar picos exoteacutermicos e propiciar condiccedilotildees para se calcular a energia necessaacuteria
para promover a cristalizaccedilatildeo da fase amorfa
68
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52
amorfa O asterisco indicando o pico principal do Bi salienta que essa fase por contribuir
modestamente em um difratograma tatildeo complexo natildeo eacute bem ajustada
Figura 32 Difratograma da amostra moiacuteda 19h em conjunto com os CIFs de o Bi3Ni Bi e Bi2O3
Figura 33 Difratograma da amostra moiacuteda 19h e refinada por meacutetodo de Rietveld partindo dos CIFs
do Bi3Ni Bi
20 30 40 50 60 70 80
19 horas
Bi3Ni
Bi
Bi2O
3
In
tensid
ade (
u a)
2 (graus)
25 30 35 40
20 30 40 50 60 70 80
Experimental (19h)
Calculado
Residual
Inte
nsid
ade (
u a)
2 (graus)
20 25 30 35 40 45 50
53
Os trabalhos cientiacuteficos que versam sobre a produccedilatildeo e a caracterizaccedilatildeo do composto
Bi3Ni descrevem que a siacutentese pode ser realizada por vaacuterios mecanismos normalmente as
metodologias mais usadas para obtenccedilatildeo envolvem os processos em meio quiacutemico a
eletrodeposiccedilatildeo e a solidificaccedilatildeo raacutepida Em alguns casos utilizou-se longos processos teacutermicos
que envolvem a permanecircncia da amostra num forno de resistecircncia a 1100 degC durante 3 dias
[13] ou processos de sinterizaccedilatildeo com recozimento a vaacutecuo a temperatura de 1000 degC por 24
horas [15] Relata-se tambeacutem que conforme ocorreu neste trabalho algumas amostras
apresentam pequenos traccedilos de Bi em sua composiccedilatildeo final [13]
Dessa forma o primeiro desafio desse trabalho foi produzir uma fase uacutenica de Bi3Ni por
meio da moagem mecacircnica entretanto verificou-se no resultado obtido no DRX e no
refinamento pelo MR que a fase de Bi3Ni embora apresente uma fraccedilatildeo de 999 ainda possui
leves traccedilos do pico mais intenso de bismuto (indicado por um asterisco na Figura 33) Uma
proposta futura seria portanto acrescentar uma pequena quantidade de Ni para interagir com
esse Bi remanescente
42 Medidas de DRX in situ
Com o objetivo de estudar a estabilidade teacutermica e acompanhar a evoluccedilatildeo estrutural da
amostra em funccedilatildeo da temperatura foram realizadas medidas de DRX in situ conforme
descrito nos procedimentos experimentais A Figura 34 apresenta os quatro difratogramas
obtidos
A temperatura de 25 oC observa-se uma fase uacutenica do composto Bi3Ni (com jaacute
mencionado anteriormente a amostra possui uma leve indicaccedilatildeo da presenccedila de bismuto) que
possui estrutura ortorrocircmbica e grupo espacial Pnma eacute a mesma apresentada na Figura 32
A medida que aumentamos a temperatura conforme descrito na seccedilatildeo 3 Figura 21
inicia-se uma transformaccedilatildeo do composto inicial para o crescimento da fase tetragonal de Bi2O3
(ICSD no 41764) e da fase precursora de Bi Essa alteraccedilatildeo na composiccedilatildeo da amostra ocorre
em virtude da degradaccedilatildeo da fase Bi3Ni que conforme eleva-se a temperatura tem sua fraccedilatildeo
diminuiacuteda conforme verifica-se na Figura 36 Embora as medidas in situ terem sido feitas em
baixo vaacutecuo natildeo foi impedido o crescimento do Bi2O3
54
Na Figura 34 encontram-se plotados os DRX referentes as medidas realizadas em 25o
250o 300o e 350 oC as curvas foram deslocadas verticalmente para melhor comparaccedilatildeo
Figura 34 Padratildeo observado nos DRX da amostra submetida a aquecimento
A temperatura de 250 oC temos a ocorrecircncia de trecircs fases Bi3Ni Bi2O3 e Bi
O refinamento estrutural pelo meacutetodo de Rietveld estaacute mostrado na Figura 35 Mesmo tratando-
se de uma amostra com um elevado nuacutemeros de pico aleacutem da presenccedila de uma fase amorfa o
acordo entre o experimental e o calculado eacute notaacutevel Os valores dos iacutendices de avaliaccedilatildeo da
qualidade do refinamento referentes as quatro medidas realizadas encontram-se na tabela 5
20 30 40 50 60 70 80
350 0C
300 0C
250 0C
Inte
nsid
ade (
ua
)
2 (graus)
25 0C
55
Figura 35 Padratildeo obtidos no refinamento pelo MR para amostra aquecida a 250 0C
Tabela 5 Valores de Chi2 e de Rwp obtidos nos refinamentos realizados durante o processo de
aquecimento
A temperatura de 300 oC comeccedila a formaccedilatildeo da uma nova fase cubica de grupo espacial
I23 o Bi12NiO19 em detrimento da diminuiccedilatildeo da fase de Bi3Ni Aleacutem do aumento da fraccedilatildeo
da fase de Bi2O3
Temperatura de realizaccedilatildeo da medida Rwp 1205362
25 0C 69 23
250 0C 83 18
300 0C 98 26
350 0C 99 25
10 20 30 40 50 60 70 80
Inte
nsid
ade (
ua
)
2 (graus)
Experimental
Calculado
Residual
250 0C
25 30 35 40
56
O uacuteltimo DRX foi realizado a 350 oC a principal alteraccedilatildeo dessa medida refere-se ao
fato da inexistecircncia de picos referentes agrave fase Bi3Ni A fase majoritaacuteria torna-se agora a fase
referente ao Bi e a fase Bi12NiO19 (indexado na base de dados PDF2 mas natildeo na base de dados
ICSD) permanece estaacutevel isto eacute sem alteraccedilotildees significativas em sua fraccedilatildeo O fato de estarem
presentes picos referentes ao Bi mesmo apoacutes termos ultrapassado a temperatura de fusatildeo pode
ser explicado levando-se em consideraccedilatildeo a baixa condutividade teacutermica do bismuto aliado ao
excesso de defeitos produzidos na moagem assim natildeo obteve-se a fusatildeo do elemento
Utilizamos os dados obtidos nos refinamentos para plotar o graacutefico exposto na Figura
36 onde eacute possiacutevel observar a fraccedilatildeo de cada fase em funccedilatildeo da temperatura de execuccedilatildeo do
DRX Percebe-se a raacutepida decomposiccedilatildeo da fase de Bi3Ni que entre 250 oC e 350 oC apresenta
uma reduccedilatildeo percentual de aproximadamente 88 concomitantemente ao crescimento
percentual da fase de Bi
Figura 36 Fraccedilotildees de fase em funccedilatildeo da temperatura de realizaccedilatildeo do DRX in situ
O DRX realizado na amostra a 350 oC eacute mostrado na Figura 37 em conjunto aos CIFs
das fases constituintes Para a fase Bi12NiO19 natildeo foi encontrado o CIF no banco de dados do
Inorganic Crystal Structure Database (ICSD) Para refinar utilizando o meacutetodo de Rietveld
partimos do protoacutetipo estrutural de Bi26-x Mx O40-y (M = Mg Al Co Ni) O CIF desta fase
25 75 125 175 225 275 325 375
0
20
40
60
80
100
Fra
ccedilao d
e F
ases (
)
Temperatura (0C)
Bi3Ni
Bi2O
3
Bi
Bi12
NiO19
57
resultante estaacute mostrado em vermelho na Figura 37 e uma representaccedilatildeo da ceacutelula unitaacuteria na
Figura 38 os aacutetomos de oxigecircnio estatildeo representados na cor vermelha e o niacutequel em verde
Figura 37 Padratildeo observado no DRX da amostra em 350 oC em comparaccedilatildeo com o CIF das fases
constituintes
Figura 38 Projeccedilatildeo do eixo a e em perspectiva do Bi12NiO19
10 20 30 40 50 60 70 80
Inte
nsid
ade (
ua
)
2(graus)
350 graus
Bi2O
3
Bi
Bi12
NiO19
20 25 30 35 40 45 50 55
58
O refinamento estrutural utilizando estas fases estaacute mostrado na Figura 39 e os valores
referentes aos paracircmetros de rede obtidos para o refinamento da fase Bi12NiO19 constam na
tabela 6
Figura 39 Padratildeo obtidos no refinamento pelo MR para amostra aquecida a 350 0C
Tabela 6 Paracircmetros da ceacutelula unitaacuteria da estrutura Bi12NiO19
A Figura 40 conteacutem as fotografias retiradas do forno do difratocircmetro antes e apoacutes a
realizaccedilatildeo da medida Eacute possiacutevel verificar que a amostra devido a dilataccedilatildeo volumeacutetrica e a
fusatildeo do bismuto transborda o porta amostra
Paracircmetros de Rede a = b=c=10258(8) Aring
Acircngulos α = β = γ = 900
Volume da ceacutelula 107966(2) Aring3
Grupo de simetria Cuacutebico
Grupo espacial I23
10 20 30 40 50 60 70 80
Inte
nsid
ade (
ua
)
2 (graus)
Calculado
Experimental
Residual
350 0C
20 25 30 35 40 45
59
Figura 40 Fotografia do forno do DRX antes a apoacutes a realizaccedilatildeo das medidas
43 Calorimetria Diferencial de Varredura (DSC)
Com a finalidade de estudar e melhor entender a evoluccedilatildeo estrutural da amostra
observada nas medidas in situ realizou-se medidas DSC conforme descrito nos procedimentos
experimentais a temperatura final foi de 550 oC
Na Figura 41 mostramos as medidas DSC feitas em diferentes taxas de aquecimento
realizadas na amostra moiacuteda por 19 horas Em todas as 4 medidas vemos comportamentos
exoteacutermicos e endoteacutermicos Os picos endoteacutermicos ocorreram a uma temperatura aproximada
de 270 0C temperatura essa equivalente ao ponto de fusatildeo do bismuto e foram atribuiacutedos a
fusatildeo do Bi ocorrida em duas etapas
Comparando-se os resultados obtidos nas medidas in situ onde observamos a nucleaccedilatildeo
de uma nova fase a partir da temperatura de 250 oC com os resultados obtidos no DSC podemos
concluir que o pico exoteacutermico presente no termograma corresponde agrave nucleaccedilatildeo da fase de
Bi2O3
Com a finalidade de calcular a energia de ativaccedilatildeo (Ea) necessaacuteria para promover essa
nucleaccedilatildeo aplicamos a metodologia proposta por Kissinger [2] Conforme indicado na Figura
41 as 4 medidas foram feitas com taxas de aquecimento de 25 5 10 e 20 oCmin
60
A Figura 42 mostra em detalhes a Figura 41 onde vemos os valores das temperaturas
de pico de cristalizaccedilatildeo (Tc) e as referidas taxas de aquecimento (120591) Como era esperado a
medida que a taxa de aquecimento aumenta a temperatura de pico tambem aumenta
Figura 41 Termograma DSC plotados em conjunto para os diferentes fluxos de calor
Figura 42 Espectros DSC com as temperaturas de pico e suas respectivas taxas de aquecimento
100 150 200 250 300 350 400 450 500 550
250Cmin
50Cmin
100Cmin
fluxo d
e c
alo
r (u
a)
Temperatura (0C)
200Cmin
exo
230 235 240 245 250 255 260 265 270 275 280 285
250Cmin
50Cmin
100Cmin
fluxo d
e c
alo
r (u
a )
Temperatura (0C)
242 0C
252 0C
266 0C
278 0C
200Cmin
exo
61
Com os dados fornecidos na Figura 42 pode-se calcular a energia de ativaccedilatildeo referente
a nucleaccedilatildeo da fase de Bi2O3 Plotando-se um graacutefico linear de ln(120591
1198791198882) versus
1
119879119888 onde o
coeficiente angular eacute (minus119864119886
119877) obteacutem-se a energia de ativaccedilatildeo A Figura 43 apresenta a
linearizaccedilatildeo da equaccedilatildeo 16 de onde se obteacutem a energia de ativaccedilatildeo do processo de nucleaccedilatildeo
do Bi2O3
Figura 43 Graacutefico linear do ln(120591
1198791198882) versus
1
119879119888
Logo considerando as relaccedilotildees anteriormente definidas eacute possiacutevel calcular a energia de
ativaccedilatildeo uma vez que m = (minus119864119886
119877) e R = 831 jmol K Desse modo a energia de ativaccedilatildeo
necessaacuteria para promover a nucleaccedilatildeo da fase Bi2O3 eacute de 12465 kJmol
A metodologia proposta permitiria tambeacutem calcular a energia de ativaccedilatildeo necessaacuteria
para cristalizar a fase amorfa as medidas de DSC foram planejadas ateacute a temperatura de
550 oC devido a limitaccedilotildees do equipamento poreacutem como fica evidente na Figura 41 natildeo se
observa nenhum pico exoteacutermico apoacutes os 350 oC que se possa estar associado a cristalizaccedilatildeo da
fase amorfa O pico exoteacutermico existente como jaacute mencionado ocorreu a uma temperatura que
variou de 242 0C agrave 278 0C e refere-se agrave nucleaccedilatildeo de fase
182 184 186 188 190 192 194
-115
-110
-105
-100
-95
ln (
T2 c)
1Tc (10
-3 k
-1)
62
44 Tratamento teacutermico
Apoacutes a realizaccedilatildeo das medidas de DRX in situ e das medidas de DSC a fase amorfa
ainda se encontrava presente assim foi realizado um tratamento teacutermico com a finalidade de
promover a cristalizaccedilatildeo da fase amorfa presente
O tratamento teacutermico foi realizado a uma taxa constante de 10 0Cmim ateacute a temperatura
de 800 0C com a atmosfera protegida por gaacutes argocircnio Na Figura 44 apresenta-se o difratograma
da amostra realizado apoacutes o do tratamento teacutermico vemos no detalhe que a acentuada elevaccedilatildeo
na linha de base entre a faixa de 2θ que vai de aproximadamente 26deg agrave 36deg e que corresponde
a fase amorfa desapareceu completamente
Figura 44 Difratograma da amostra apoacutes tratamento teacutermico
Para a amostra tratada termicamente foram identificadas trecircs fases similar ao observado
nas medias in situ a 350 oC foram identificadas a fase cuacutebica Bi12NiO19 a fase tetragonal de
Bi2O3 (ICSD no 41764) e a fase romboeacutedrica de Bismuto (ICSD no 64703) Na Figura 45
apresentamos o padratildeo observado plotado juntamente com o CIF das 3 fases identificadas
10 20 30 40 50 60 70 80
Inte
nsid
ad
e (
ua
)
2 (graus)
Pos Tratamento Teacutermico
20 25 30 35 40 45 50 55 60
63
Figura 45 Difratograma da amostra apoacutes tratamento teacutermico em conjunto com os CIFs de Bi Bi2O3 e
Bi12NiO19
Pode-se verificar no padratildeo do difratograma da Figura 45 que pelo formato da linha de
base obtida ocorreu a cristalizaccedilatildeo da fase amorfa e as fases identificadas correspondem aos
picos presentes no DRX da amostra
O refinamento realizado pelo MR confirmou a identificaccedilatildeo das fases contidas na
amostra no sentido da exata correspondecircncia entre os picos obtidos nos padrotildees calculados e
observados As fraccedilotildees das fases da amostra que sofreu tratamento teacutermico em comparaccedilatildeo com
as fraccedilotildees obtidas no DRX in situ estatildeo apresentados na tabela 7
Tabela 7 Fraccedilotildees das fases apoacutes tratamento teacutermico e DRX in situ a 350 oC
Fraccedilatildeo das fases Tratamento Teacutermico DRX in situ a 350 oC
Bi12NiO19 90 137
Bi2O3 89 20
Bi 11 663
10 20 30 40 50 60 70 80
Inte
nsid
ade (
ua
)
2 (graus)
Observado
Bi
Bi2O
3
Bi12
NiO19
25 30 35 40 45 50 55
64
O aumento da temperatura propicia a nucleaccedilatildeo das fases de Bi2O3 e Bi12NiO19 em
detrimento da diminuiccedilatildeo da fase Bi3Ni
O refinamento pelo meacutetodo de Rietveld para amostra que sofreu tratamento teacutermico
apresentou uma boa concordacircncia para os perfis calculado e experimental Nesse refinamento
foi utilizado o CIF modificado de Bi12NiO19 Na Figura 46 temos o padratildeo experimental e o
calculado obtidos no refinamento pelo MR
Figura 46 Padratildeo observado e experimental refinado pelo MR para amostra tratada termicamente
Compara-se na Figura 47 os difratogramas obtidos para amostra tratada termicamente e
para o DRX in situ a temperatura de 350 oC eacute possiacutevel identificar a correspondecircncia entre os
picos entretanto eacute notaacutevel a diferenccedila na linha de base do difratograma referente ao DRX in
situ contra o DRX da amostra submetida a tratamento teacutermico Pode-se concluir que para
ocorrer a cristalizaccedilatildeo da fase amorfa eacute necessaacuterio que a temperatura do tratamento teacutermico seja
superior a 550 0C
10 20 30 40 50 60 70 80
Inte
nsid
ade (
ua
)
2 (graus)
Calculado
Experimental
Residual
Pos Tratamento Teacutermico
65
Outro fenocircmeno perceptiacutevel eacute o deslocamento em 2θ da posiccedilatildeo dos picos O
difratograma da amostra que foi ao forno do DRX tem a posiccedilatildeo dos seus picos deslocados para
direita em comparaccedilatildeo ao observado no CIF do Bi12NiO19 e no DRX da amostra que passou
por tratamento teacutermico Podemos associar esse deslocamento a contraccedilatildeo do volume da ceacutelula
unitaacuteria Considerando o valor padratildeo do volume do composto Bi12NiO19 constante na tabela
5 ocorreu uma reduccedilatildeo de volume de aproximadamente 155 para amostra tratada
termicamente e uma variaccedilatildeo positiva de 005 para amostra do DRX in situ Na Figura 47
plotamos juntos os difratogramas da amostra tratada termicamente da amostra que realizou a
medida in situ a 350 0C e o CIF do Bi12NiO19
Figura 47 Difratogramas das amostras apoacutes tratamento teacutermico e DRX in situ em conjunto com o
CIF do Bi12NiO19
O tratamento teacutermico realizado produziu o resultado esperado cristalizando a fase
amorfa As fases presentes na amostra apoacutes a realizaccedilatildeo do tratamento estatildeo em conformidade
agraves encontradas nas medidas de DRX in situ
20 30 40 50 60 70 80
Bi
Inte
nsid
ade (
u a)
2 (graus)
Bi
20 25 30 35 40 45
66
5 CONCLUSAtildeO
A sintetizaccedilatildeo do composto nanoestruturado de Bi3Ni foi realizado de modo eficiente
apoacutes 13 horas de moagem mecacircnica
As medidas de difraccedilatildeo de Raio X possibilitaram acompanhar a evoluccedilatildeo estrutural e a
nucleaccedilatildeo da fase de Bi3Ni O refinamento realizado pelo Meacutetodo de Rietveld proporcionou a
quantificaccedilatildeo dos paracircmetros cristalograacuteficos tais como paracircmetros de rede volume da ceacutelula
unitaacuteria fraccedilatildeo das fases presentes e tamanho de cristalito Os fatores de qualidade e
convergecircncia alcanccedilaram valores satisfatoacuterios correspondendo a exata simulaccedilatildeo do padratildeo
observado
A anaacutelise teacutermica realizada por meio das medidas de DRX in situ permitiu o estudo da
estabilidade teacutermica e o acompanhamento da evoluccedilatildeo estrutural da amostra em funccedilatildeo da
temperatura Foi possiacutevel identificar duas novas fases presentes o Bi2O3 e Bi12NiO19 nucleadas
agraves custas da fase de Bi3Ni Na temperatura de 350 oC a amostra eacute composta das fases Bi12NiO19
Bi2O3 e Bi
As medidas de DSC realizadas ateacute a temperatura de 550 oC e com quatro diferentes
taxas de aquecimento foram utilizadas para se calcular com o uso da equaccedilatildeo de Kissinger a
energia de ativaccedilatildeo (Ea) necessaacuteria para promover a nucleaccedilatildeo do composto Bi12NiO19 que eacute de
12465 kJmol
O tratamento teacutermico no forno ateacute 800 oC promoveu o relaxamento dos defeitos e
tensotildees causadas durante a moagem mecacircnica e a cristalizaccedilatildeo da fase amorfa natildeo sendo mais
possiacutevel identificar no DRX realizado o perfil referente a essa fase Identificou-se novamente a
fase Bi12NiO19 aleacutem da ocorrecircncia das fases de Bi2O3 e Bi jaacute identificadas nas medidas de
DRX in situ confirmando a consistecircncia dos resultados obtidos por dois ensaios diferentes
Pocircde-se verificar o mesmo fenocircmeno em todos os ensaios que envolveram o
aquecimento da amostra Ao aquecer-se o Bi3Ni ocorre um processo de oxidaccedilatildeo que resulta
na formaccedilatildeo da fase de Bi2O3 e a fase de Bi12NiO19 todas associadas ao consumo de Bi da fase
Bi3Ni
Para realizaccedilatildeo de estudos futuros com o intuito de se obter a fase uacutenica de Bi3Ni
pode-se alterar ligeiramente as massas dos produtos com a adiccedilatildeo de um pouco de niacutequel
67
Pode-se melhorar o controle das condiccedilotildees de realizaccedilatildeo dos tratamentos teacutermicos com o
intuito de se evitar a oxidaccedilatildeo A realizaccedilatildeo de medidas de DSC ateacute a temperatura de 800 0C
poderaacute revelar picos exoteacutermicos e propiciar condiccedilotildees para se calcular a energia necessaacuteria
para promover a cristalizaccedilatildeo da fase amorfa
68
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Os trabalhos cientiacuteficos que versam sobre a produccedilatildeo e a caracterizaccedilatildeo do composto
Bi3Ni descrevem que a siacutentese pode ser realizada por vaacuterios mecanismos normalmente as
metodologias mais usadas para obtenccedilatildeo envolvem os processos em meio quiacutemico a
eletrodeposiccedilatildeo e a solidificaccedilatildeo raacutepida Em alguns casos utilizou-se longos processos teacutermicos
que envolvem a permanecircncia da amostra num forno de resistecircncia a 1100 degC durante 3 dias
[13] ou processos de sinterizaccedilatildeo com recozimento a vaacutecuo a temperatura de 1000 degC por 24
horas [15] Relata-se tambeacutem que conforme ocorreu neste trabalho algumas amostras
apresentam pequenos traccedilos de Bi em sua composiccedilatildeo final [13]
Dessa forma o primeiro desafio desse trabalho foi produzir uma fase uacutenica de Bi3Ni por
meio da moagem mecacircnica entretanto verificou-se no resultado obtido no DRX e no
refinamento pelo MR que a fase de Bi3Ni embora apresente uma fraccedilatildeo de 999 ainda possui
leves traccedilos do pico mais intenso de bismuto (indicado por um asterisco na Figura 33) Uma
proposta futura seria portanto acrescentar uma pequena quantidade de Ni para interagir com
esse Bi remanescente
42 Medidas de DRX in situ
Com o objetivo de estudar a estabilidade teacutermica e acompanhar a evoluccedilatildeo estrutural da
amostra em funccedilatildeo da temperatura foram realizadas medidas de DRX in situ conforme
descrito nos procedimentos experimentais A Figura 34 apresenta os quatro difratogramas
obtidos
A temperatura de 25 oC observa-se uma fase uacutenica do composto Bi3Ni (com jaacute
mencionado anteriormente a amostra possui uma leve indicaccedilatildeo da presenccedila de bismuto) que
possui estrutura ortorrocircmbica e grupo espacial Pnma eacute a mesma apresentada na Figura 32
A medida que aumentamos a temperatura conforme descrito na seccedilatildeo 3 Figura 21
inicia-se uma transformaccedilatildeo do composto inicial para o crescimento da fase tetragonal de Bi2O3
(ICSD no 41764) e da fase precursora de Bi Essa alteraccedilatildeo na composiccedilatildeo da amostra ocorre
em virtude da degradaccedilatildeo da fase Bi3Ni que conforme eleva-se a temperatura tem sua fraccedilatildeo
diminuiacuteda conforme verifica-se na Figura 36 Embora as medidas in situ terem sido feitas em
baixo vaacutecuo natildeo foi impedido o crescimento do Bi2O3
54
Na Figura 34 encontram-se plotados os DRX referentes as medidas realizadas em 25o
250o 300o e 350 oC as curvas foram deslocadas verticalmente para melhor comparaccedilatildeo
Figura 34 Padratildeo observado nos DRX da amostra submetida a aquecimento
A temperatura de 250 oC temos a ocorrecircncia de trecircs fases Bi3Ni Bi2O3 e Bi
O refinamento estrutural pelo meacutetodo de Rietveld estaacute mostrado na Figura 35 Mesmo tratando-
se de uma amostra com um elevado nuacutemeros de pico aleacutem da presenccedila de uma fase amorfa o
acordo entre o experimental e o calculado eacute notaacutevel Os valores dos iacutendices de avaliaccedilatildeo da
qualidade do refinamento referentes as quatro medidas realizadas encontram-se na tabela 5
20 30 40 50 60 70 80
350 0C
300 0C
250 0C
Inte
nsid
ade (
ua
)
2 (graus)
25 0C
55
Figura 35 Padratildeo obtidos no refinamento pelo MR para amostra aquecida a 250 0C
Tabela 5 Valores de Chi2 e de Rwp obtidos nos refinamentos realizados durante o processo de
aquecimento
A temperatura de 300 oC comeccedila a formaccedilatildeo da uma nova fase cubica de grupo espacial
I23 o Bi12NiO19 em detrimento da diminuiccedilatildeo da fase de Bi3Ni Aleacutem do aumento da fraccedilatildeo
da fase de Bi2O3
Temperatura de realizaccedilatildeo da medida Rwp 1205362
25 0C 69 23
250 0C 83 18
300 0C 98 26
350 0C 99 25
10 20 30 40 50 60 70 80
Inte
nsid
ade (
ua
)
2 (graus)
Experimental
Calculado
Residual
250 0C
25 30 35 40
56
O uacuteltimo DRX foi realizado a 350 oC a principal alteraccedilatildeo dessa medida refere-se ao
fato da inexistecircncia de picos referentes agrave fase Bi3Ni A fase majoritaacuteria torna-se agora a fase
referente ao Bi e a fase Bi12NiO19 (indexado na base de dados PDF2 mas natildeo na base de dados
ICSD) permanece estaacutevel isto eacute sem alteraccedilotildees significativas em sua fraccedilatildeo O fato de estarem
presentes picos referentes ao Bi mesmo apoacutes termos ultrapassado a temperatura de fusatildeo pode
ser explicado levando-se em consideraccedilatildeo a baixa condutividade teacutermica do bismuto aliado ao
excesso de defeitos produzidos na moagem assim natildeo obteve-se a fusatildeo do elemento
Utilizamos os dados obtidos nos refinamentos para plotar o graacutefico exposto na Figura
36 onde eacute possiacutevel observar a fraccedilatildeo de cada fase em funccedilatildeo da temperatura de execuccedilatildeo do
DRX Percebe-se a raacutepida decomposiccedilatildeo da fase de Bi3Ni que entre 250 oC e 350 oC apresenta
uma reduccedilatildeo percentual de aproximadamente 88 concomitantemente ao crescimento
percentual da fase de Bi
Figura 36 Fraccedilotildees de fase em funccedilatildeo da temperatura de realizaccedilatildeo do DRX in situ
O DRX realizado na amostra a 350 oC eacute mostrado na Figura 37 em conjunto aos CIFs
das fases constituintes Para a fase Bi12NiO19 natildeo foi encontrado o CIF no banco de dados do
Inorganic Crystal Structure Database (ICSD) Para refinar utilizando o meacutetodo de Rietveld
partimos do protoacutetipo estrutural de Bi26-x Mx O40-y (M = Mg Al Co Ni) O CIF desta fase
25 75 125 175 225 275 325 375
0
20
40
60
80
100
Fra
ccedilao d
e F
ases (
)
Temperatura (0C)
Bi3Ni
Bi2O
3
Bi
Bi12
NiO19
57
resultante estaacute mostrado em vermelho na Figura 37 e uma representaccedilatildeo da ceacutelula unitaacuteria na
Figura 38 os aacutetomos de oxigecircnio estatildeo representados na cor vermelha e o niacutequel em verde
Figura 37 Padratildeo observado no DRX da amostra em 350 oC em comparaccedilatildeo com o CIF das fases
constituintes
Figura 38 Projeccedilatildeo do eixo a e em perspectiva do Bi12NiO19
10 20 30 40 50 60 70 80
Inte
nsid
ade (
ua
)
2(graus)
350 graus
Bi2O
3
Bi
Bi12
NiO19
20 25 30 35 40 45 50 55
58
O refinamento estrutural utilizando estas fases estaacute mostrado na Figura 39 e os valores
referentes aos paracircmetros de rede obtidos para o refinamento da fase Bi12NiO19 constam na
tabela 6
Figura 39 Padratildeo obtidos no refinamento pelo MR para amostra aquecida a 350 0C
Tabela 6 Paracircmetros da ceacutelula unitaacuteria da estrutura Bi12NiO19
A Figura 40 conteacutem as fotografias retiradas do forno do difratocircmetro antes e apoacutes a
realizaccedilatildeo da medida Eacute possiacutevel verificar que a amostra devido a dilataccedilatildeo volumeacutetrica e a
fusatildeo do bismuto transborda o porta amostra
Paracircmetros de Rede a = b=c=10258(8) Aring
Acircngulos α = β = γ = 900
Volume da ceacutelula 107966(2) Aring3
Grupo de simetria Cuacutebico
Grupo espacial I23
10 20 30 40 50 60 70 80
Inte
nsid
ade (
ua
)
2 (graus)
Calculado
Experimental
Residual
350 0C
20 25 30 35 40 45
59
Figura 40 Fotografia do forno do DRX antes a apoacutes a realizaccedilatildeo das medidas
43 Calorimetria Diferencial de Varredura (DSC)
Com a finalidade de estudar e melhor entender a evoluccedilatildeo estrutural da amostra
observada nas medidas in situ realizou-se medidas DSC conforme descrito nos procedimentos
experimentais a temperatura final foi de 550 oC
Na Figura 41 mostramos as medidas DSC feitas em diferentes taxas de aquecimento
realizadas na amostra moiacuteda por 19 horas Em todas as 4 medidas vemos comportamentos
exoteacutermicos e endoteacutermicos Os picos endoteacutermicos ocorreram a uma temperatura aproximada
de 270 0C temperatura essa equivalente ao ponto de fusatildeo do bismuto e foram atribuiacutedos a
fusatildeo do Bi ocorrida em duas etapas
Comparando-se os resultados obtidos nas medidas in situ onde observamos a nucleaccedilatildeo
de uma nova fase a partir da temperatura de 250 oC com os resultados obtidos no DSC podemos
concluir que o pico exoteacutermico presente no termograma corresponde agrave nucleaccedilatildeo da fase de
Bi2O3
Com a finalidade de calcular a energia de ativaccedilatildeo (Ea) necessaacuteria para promover essa
nucleaccedilatildeo aplicamos a metodologia proposta por Kissinger [2] Conforme indicado na Figura
41 as 4 medidas foram feitas com taxas de aquecimento de 25 5 10 e 20 oCmin
60
A Figura 42 mostra em detalhes a Figura 41 onde vemos os valores das temperaturas
de pico de cristalizaccedilatildeo (Tc) e as referidas taxas de aquecimento (120591) Como era esperado a
medida que a taxa de aquecimento aumenta a temperatura de pico tambem aumenta
Figura 41 Termograma DSC plotados em conjunto para os diferentes fluxos de calor
Figura 42 Espectros DSC com as temperaturas de pico e suas respectivas taxas de aquecimento
100 150 200 250 300 350 400 450 500 550
250Cmin
50Cmin
100Cmin
fluxo d
e c
alo
r (u
a)
Temperatura (0C)
200Cmin
exo
230 235 240 245 250 255 260 265 270 275 280 285
250Cmin
50Cmin
100Cmin
fluxo d
e c
alo
r (u
a )
Temperatura (0C)
242 0C
252 0C
266 0C
278 0C
200Cmin
exo
61
Com os dados fornecidos na Figura 42 pode-se calcular a energia de ativaccedilatildeo referente
a nucleaccedilatildeo da fase de Bi2O3 Plotando-se um graacutefico linear de ln(120591
1198791198882) versus
1
119879119888 onde o
coeficiente angular eacute (minus119864119886
119877) obteacutem-se a energia de ativaccedilatildeo A Figura 43 apresenta a
linearizaccedilatildeo da equaccedilatildeo 16 de onde se obteacutem a energia de ativaccedilatildeo do processo de nucleaccedilatildeo
do Bi2O3
Figura 43 Graacutefico linear do ln(120591
1198791198882) versus
1
119879119888
Logo considerando as relaccedilotildees anteriormente definidas eacute possiacutevel calcular a energia de
ativaccedilatildeo uma vez que m = (minus119864119886
119877) e R = 831 jmol K Desse modo a energia de ativaccedilatildeo
necessaacuteria para promover a nucleaccedilatildeo da fase Bi2O3 eacute de 12465 kJmol
A metodologia proposta permitiria tambeacutem calcular a energia de ativaccedilatildeo necessaacuteria
para cristalizar a fase amorfa as medidas de DSC foram planejadas ateacute a temperatura de
550 oC devido a limitaccedilotildees do equipamento poreacutem como fica evidente na Figura 41 natildeo se
observa nenhum pico exoteacutermico apoacutes os 350 oC que se possa estar associado a cristalizaccedilatildeo da
fase amorfa O pico exoteacutermico existente como jaacute mencionado ocorreu a uma temperatura que
variou de 242 0C agrave 278 0C e refere-se agrave nucleaccedilatildeo de fase
182 184 186 188 190 192 194
-115
-110
-105
-100
-95
ln (
T2 c)
1Tc (10
-3 k
-1)
62
44 Tratamento teacutermico
Apoacutes a realizaccedilatildeo das medidas de DRX in situ e das medidas de DSC a fase amorfa
ainda se encontrava presente assim foi realizado um tratamento teacutermico com a finalidade de
promover a cristalizaccedilatildeo da fase amorfa presente
O tratamento teacutermico foi realizado a uma taxa constante de 10 0Cmim ateacute a temperatura
de 800 0C com a atmosfera protegida por gaacutes argocircnio Na Figura 44 apresenta-se o difratograma
da amostra realizado apoacutes o do tratamento teacutermico vemos no detalhe que a acentuada elevaccedilatildeo
na linha de base entre a faixa de 2θ que vai de aproximadamente 26deg agrave 36deg e que corresponde
a fase amorfa desapareceu completamente
Figura 44 Difratograma da amostra apoacutes tratamento teacutermico
Para a amostra tratada termicamente foram identificadas trecircs fases similar ao observado
nas medias in situ a 350 oC foram identificadas a fase cuacutebica Bi12NiO19 a fase tetragonal de
Bi2O3 (ICSD no 41764) e a fase romboeacutedrica de Bismuto (ICSD no 64703) Na Figura 45
apresentamos o padratildeo observado plotado juntamente com o CIF das 3 fases identificadas
10 20 30 40 50 60 70 80
Inte
nsid
ad
e (
ua
)
2 (graus)
Pos Tratamento Teacutermico
20 25 30 35 40 45 50 55 60
63
Figura 45 Difratograma da amostra apoacutes tratamento teacutermico em conjunto com os CIFs de Bi Bi2O3 e
Bi12NiO19
Pode-se verificar no padratildeo do difratograma da Figura 45 que pelo formato da linha de
base obtida ocorreu a cristalizaccedilatildeo da fase amorfa e as fases identificadas correspondem aos
picos presentes no DRX da amostra
O refinamento realizado pelo MR confirmou a identificaccedilatildeo das fases contidas na
amostra no sentido da exata correspondecircncia entre os picos obtidos nos padrotildees calculados e
observados As fraccedilotildees das fases da amostra que sofreu tratamento teacutermico em comparaccedilatildeo com
as fraccedilotildees obtidas no DRX in situ estatildeo apresentados na tabela 7
Tabela 7 Fraccedilotildees das fases apoacutes tratamento teacutermico e DRX in situ a 350 oC
Fraccedilatildeo das fases Tratamento Teacutermico DRX in situ a 350 oC
Bi12NiO19 90 137
Bi2O3 89 20
Bi 11 663
10 20 30 40 50 60 70 80
Inte
nsid
ade (
ua
)
2 (graus)
Observado
Bi
Bi2O
3
Bi12
NiO19
25 30 35 40 45 50 55
64
O aumento da temperatura propicia a nucleaccedilatildeo das fases de Bi2O3 e Bi12NiO19 em
detrimento da diminuiccedilatildeo da fase Bi3Ni
O refinamento pelo meacutetodo de Rietveld para amostra que sofreu tratamento teacutermico
apresentou uma boa concordacircncia para os perfis calculado e experimental Nesse refinamento
foi utilizado o CIF modificado de Bi12NiO19 Na Figura 46 temos o padratildeo experimental e o
calculado obtidos no refinamento pelo MR
Figura 46 Padratildeo observado e experimental refinado pelo MR para amostra tratada termicamente
Compara-se na Figura 47 os difratogramas obtidos para amostra tratada termicamente e
para o DRX in situ a temperatura de 350 oC eacute possiacutevel identificar a correspondecircncia entre os
picos entretanto eacute notaacutevel a diferenccedila na linha de base do difratograma referente ao DRX in
situ contra o DRX da amostra submetida a tratamento teacutermico Pode-se concluir que para
ocorrer a cristalizaccedilatildeo da fase amorfa eacute necessaacuterio que a temperatura do tratamento teacutermico seja
superior a 550 0C
10 20 30 40 50 60 70 80
Inte
nsid
ade (
ua
)
2 (graus)
Calculado
Experimental
Residual
Pos Tratamento Teacutermico
65
Outro fenocircmeno perceptiacutevel eacute o deslocamento em 2θ da posiccedilatildeo dos picos O
difratograma da amostra que foi ao forno do DRX tem a posiccedilatildeo dos seus picos deslocados para
direita em comparaccedilatildeo ao observado no CIF do Bi12NiO19 e no DRX da amostra que passou
por tratamento teacutermico Podemos associar esse deslocamento a contraccedilatildeo do volume da ceacutelula
unitaacuteria Considerando o valor padratildeo do volume do composto Bi12NiO19 constante na tabela
5 ocorreu uma reduccedilatildeo de volume de aproximadamente 155 para amostra tratada
termicamente e uma variaccedilatildeo positiva de 005 para amostra do DRX in situ Na Figura 47
plotamos juntos os difratogramas da amostra tratada termicamente da amostra que realizou a
medida in situ a 350 0C e o CIF do Bi12NiO19
Figura 47 Difratogramas das amostras apoacutes tratamento teacutermico e DRX in situ em conjunto com o
CIF do Bi12NiO19
O tratamento teacutermico realizado produziu o resultado esperado cristalizando a fase
amorfa As fases presentes na amostra apoacutes a realizaccedilatildeo do tratamento estatildeo em conformidade
agraves encontradas nas medidas de DRX in situ
20 30 40 50 60 70 80
Bi
Inte
nsid
ade (
u a)
2 (graus)
Bi
20 25 30 35 40 45
66
5 CONCLUSAtildeO
A sintetizaccedilatildeo do composto nanoestruturado de Bi3Ni foi realizado de modo eficiente
apoacutes 13 horas de moagem mecacircnica
As medidas de difraccedilatildeo de Raio X possibilitaram acompanhar a evoluccedilatildeo estrutural e a
nucleaccedilatildeo da fase de Bi3Ni O refinamento realizado pelo Meacutetodo de Rietveld proporcionou a
quantificaccedilatildeo dos paracircmetros cristalograacuteficos tais como paracircmetros de rede volume da ceacutelula
unitaacuteria fraccedilatildeo das fases presentes e tamanho de cristalito Os fatores de qualidade e
convergecircncia alcanccedilaram valores satisfatoacuterios correspondendo a exata simulaccedilatildeo do padratildeo
observado
A anaacutelise teacutermica realizada por meio das medidas de DRX in situ permitiu o estudo da
estabilidade teacutermica e o acompanhamento da evoluccedilatildeo estrutural da amostra em funccedilatildeo da
temperatura Foi possiacutevel identificar duas novas fases presentes o Bi2O3 e Bi12NiO19 nucleadas
agraves custas da fase de Bi3Ni Na temperatura de 350 oC a amostra eacute composta das fases Bi12NiO19
Bi2O3 e Bi
As medidas de DSC realizadas ateacute a temperatura de 550 oC e com quatro diferentes
taxas de aquecimento foram utilizadas para se calcular com o uso da equaccedilatildeo de Kissinger a
energia de ativaccedilatildeo (Ea) necessaacuteria para promover a nucleaccedilatildeo do composto Bi12NiO19 que eacute de
12465 kJmol
O tratamento teacutermico no forno ateacute 800 oC promoveu o relaxamento dos defeitos e
tensotildees causadas durante a moagem mecacircnica e a cristalizaccedilatildeo da fase amorfa natildeo sendo mais
possiacutevel identificar no DRX realizado o perfil referente a essa fase Identificou-se novamente a
fase Bi12NiO19 aleacutem da ocorrecircncia das fases de Bi2O3 e Bi jaacute identificadas nas medidas de
DRX in situ confirmando a consistecircncia dos resultados obtidos por dois ensaios diferentes
Pocircde-se verificar o mesmo fenocircmeno em todos os ensaios que envolveram o
aquecimento da amostra Ao aquecer-se o Bi3Ni ocorre um processo de oxidaccedilatildeo que resulta
na formaccedilatildeo da fase de Bi2O3 e a fase de Bi12NiO19 todas associadas ao consumo de Bi da fase
Bi3Ni
Para realizaccedilatildeo de estudos futuros com o intuito de se obter a fase uacutenica de Bi3Ni
pode-se alterar ligeiramente as massas dos produtos com a adiccedilatildeo de um pouco de niacutequel
67
Pode-se melhorar o controle das condiccedilotildees de realizaccedilatildeo dos tratamentos teacutermicos com o
intuito de se evitar a oxidaccedilatildeo A realizaccedilatildeo de medidas de DSC ateacute a temperatura de 800 0C
poderaacute revelar picos exoteacutermicos e propiciar condiccedilotildees para se calcular a energia necessaacuteria
para promover a cristalizaccedilatildeo da fase amorfa
68
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Na Figura 34 encontram-se plotados os DRX referentes as medidas realizadas em 25o
250o 300o e 350 oC as curvas foram deslocadas verticalmente para melhor comparaccedilatildeo
Figura 34 Padratildeo observado nos DRX da amostra submetida a aquecimento
A temperatura de 250 oC temos a ocorrecircncia de trecircs fases Bi3Ni Bi2O3 e Bi
O refinamento estrutural pelo meacutetodo de Rietveld estaacute mostrado na Figura 35 Mesmo tratando-
se de uma amostra com um elevado nuacutemeros de pico aleacutem da presenccedila de uma fase amorfa o
acordo entre o experimental e o calculado eacute notaacutevel Os valores dos iacutendices de avaliaccedilatildeo da
qualidade do refinamento referentes as quatro medidas realizadas encontram-se na tabela 5
20 30 40 50 60 70 80
350 0C
300 0C
250 0C
Inte
nsid
ade (
ua
)
2 (graus)
25 0C
55
Figura 35 Padratildeo obtidos no refinamento pelo MR para amostra aquecida a 250 0C
Tabela 5 Valores de Chi2 e de Rwp obtidos nos refinamentos realizados durante o processo de
aquecimento
A temperatura de 300 oC comeccedila a formaccedilatildeo da uma nova fase cubica de grupo espacial
I23 o Bi12NiO19 em detrimento da diminuiccedilatildeo da fase de Bi3Ni Aleacutem do aumento da fraccedilatildeo
da fase de Bi2O3
Temperatura de realizaccedilatildeo da medida Rwp 1205362
25 0C 69 23
250 0C 83 18
300 0C 98 26
350 0C 99 25
10 20 30 40 50 60 70 80
Inte
nsid
ade (
ua
)
2 (graus)
Experimental
Calculado
Residual
250 0C
25 30 35 40
56
O uacuteltimo DRX foi realizado a 350 oC a principal alteraccedilatildeo dessa medida refere-se ao
fato da inexistecircncia de picos referentes agrave fase Bi3Ni A fase majoritaacuteria torna-se agora a fase
referente ao Bi e a fase Bi12NiO19 (indexado na base de dados PDF2 mas natildeo na base de dados
ICSD) permanece estaacutevel isto eacute sem alteraccedilotildees significativas em sua fraccedilatildeo O fato de estarem
presentes picos referentes ao Bi mesmo apoacutes termos ultrapassado a temperatura de fusatildeo pode
ser explicado levando-se em consideraccedilatildeo a baixa condutividade teacutermica do bismuto aliado ao
excesso de defeitos produzidos na moagem assim natildeo obteve-se a fusatildeo do elemento
Utilizamos os dados obtidos nos refinamentos para plotar o graacutefico exposto na Figura
36 onde eacute possiacutevel observar a fraccedilatildeo de cada fase em funccedilatildeo da temperatura de execuccedilatildeo do
DRX Percebe-se a raacutepida decomposiccedilatildeo da fase de Bi3Ni que entre 250 oC e 350 oC apresenta
uma reduccedilatildeo percentual de aproximadamente 88 concomitantemente ao crescimento
percentual da fase de Bi
Figura 36 Fraccedilotildees de fase em funccedilatildeo da temperatura de realizaccedilatildeo do DRX in situ
O DRX realizado na amostra a 350 oC eacute mostrado na Figura 37 em conjunto aos CIFs
das fases constituintes Para a fase Bi12NiO19 natildeo foi encontrado o CIF no banco de dados do
Inorganic Crystal Structure Database (ICSD) Para refinar utilizando o meacutetodo de Rietveld
partimos do protoacutetipo estrutural de Bi26-x Mx O40-y (M = Mg Al Co Ni) O CIF desta fase
25 75 125 175 225 275 325 375
0
20
40
60
80
100
Fra
ccedilao d
e F
ases (
)
Temperatura (0C)
Bi3Ni
Bi2O
3
Bi
Bi12
NiO19
57
resultante estaacute mostrado em vermelho na Figura 37 e uma representaccedilatildeo da ceacutelula unitaacuteria na
Figura 38 os aacutetomos de oxigecircnio estatildeo representados na cor vermelha e o niacutequel em verde
Figura 37 Padratildeo observado no DRX da amostra em 350 oC em comparaccedilatildeo com o CIF das fases
constituintes
Figura 38 Projeccedilatildeo do eixo a e em perspectiva do Bi12NiO19
10 20 30 40 50 60 70 80
Inte
nsid
ade (
ua
)
2(graus)
350 graus
Bi2O
3
Bi
Bi12
NiO19
20 25 30 35 40 45 50 55
58
O refinamento estrutural utilizando estas fases estaacute mostrado na Figura 39 e os valores
referentes aos paracircmetros de rede obtidos para o refinamento da fase Bi12NiO19 constam na
tabela 6
Figura 39 Padratildeo obtidos no refinamento pelo MR para amostra aquecida a 350 0C
Tabela 6 Paracircmetros da ceacutelula unitaacuteria da estrutura Bi12NiO19
A Figura 40 conteacutem as fotografias retiradas do forno do difratocircmetro antes e apoacutes a
realizaccedilatildeo da medida Eacute possiacutevel verificar que a amostra devido a dilataccedilatildeo volumeacutetrica e a
fusatildeo do bismuto transborda o porta amostra
Paracircmetros de Rede a = b=c=10258(8) Aring
Acircngulos α = β = γ = 900
Volume da ceacutelula 107966(2) Aring3
Grupo de simetria Cuacutebico
Grupo espacial I23
10 20 30 40 50 60 70 80
Inte
nsid
ade (
ua
)
2 (graus)
Calculado
Experimental
Residual
350 0C
20 25 30 35 40 45
59
Figura 40 Fotografia do forno do DRX antes a apoacutes a realizaccedilatildeo das medidas
43 Calorimetria Diferencial de Varredura (DSC)
Com a finalidade de estudar e melhor entender a evoluccedilatildeo estrutural da amostra
observada nas medidas in situ realizou-se medidas DSC conforme descrito nos procedimentos
experimentais a temperatura final foi de 550 oC
Na Figura 41 mostramos as medidas DSC feitas em diferentes taxas de aquecimento
realizadas na amostra moiacuteda por 19 horas Em todas as 4 medidas vemos comportamentos
exoteacutermicos e endoteacutermicos Os picos endoteacutermicos ocorreram a uma temperatura aproximada
de 270 0C temperatura essa equivalente ao ponto de fusatildeo do bismuto e foram atribuiacutedos a
fusatildeo do Bi ocorrida em duas etapas
Comparando-se os resultados obtidos nas medidas in situ onde observamos a nucleaccedilatildeo
de uma nova fase a partir da temperatura de 250 oC com os resultados obtidos no DSC podemos
concluir que o pico exoteacutermico presente no termograma corresponde agrave nucleaccedilatildeo da fase de
Bi2O3
Com a finalidade de calcular a energia de ativaccedilatildeo (Ea) necessaacuteria para promover essa
nucleaccedilatildeo aplicamos a metodologia proposta por Kissinger [2] Conforme indicado na Figura
41 as 4 medidas foram feitas com taxas de aquecimento de 25 5 10 e 20 oCmin
60
A Figura 42 mostra em detalhes a Figura 41 onde vemos os valores das temperaturas
de pico de cristalizaccedilatildeo (Tc) e as referidas taxas de aquecimento (120591) Como era esperado a
medida que a taxa de aquecimento aumenta a temperatura de pico tambem aumenta
Figura 41 Termograma DSC plotados em conjunto para os diferentes fluxos de calor
Figura 42 Espectros DSC com as temperaturas de pico e suas respectivas taxas de aquecimento
100 150 200 250 300 350 400 450 500 550
250Cmin
50Cmin
100Cmin
fluxo d
e c
alo
r (u
a)
Temperatura (0C)
200Cmin
exo
230 235 240 245 250 255 260 265 270 275 280 285
250Cmin
50Cmin
100Cmin
fluxo d
e c
alo
r (u
a )
Temperatura (0C)
242 0C
252 0C
266 0C
278 0C
200Cmin
exo
61
Com os dados fornecidos na Figura 42 pode-se calcular a energia de ativaccedilatildeo referente
a nucleaccedilatildeo da fase de Bi2O3 Plotando-se um graacutefico linear de ln(120591
1198791198882) versus
1
119879119888 onde o
coeficiente angular eacute (minus119864119886
119877) obteacutem-se a energia de ativaccedilatildeo A Figura 43 apresenta a
linearizaccedilatildeo da equaccedilatildeo 16 de onde se obteacutem a energia de ativaccedilatildeo do processo de nucleaccedilatildeo
do Bi2O3
Figura 43 Graacutefico linear do ln(120591
1198791198882) versus
1
119879119888
Logo considerando as relaccedilotildees anteriormente definidas eacute possiacutevel calcular a energia de
ativaccedilatildeo uma vez que m = (minus119864119886
119877) e R = 831 jmol K Desse modo a energia de ativaccedilatildeo
necessaacuteria para promover a nucleaccedilatildeo da fase Bi2O3 eacute de 12465 kJmol
A metodologia proposta permitiria tambeacutem calcular a energia de ativaccedilatildeo necessaacuteria
para cristalizar a fase amorfa as medidas de DSC foram planejadas ateacute a temperatura de
550 oC devido a limitaccedilotildees do equipamento poreacutem como fica evidente na Figura 41 natildeo se
observa nenhum pico exoteacutermico apoacutes os 350 oC que se possa estar associado a cristalizaccedilatildeo da
fase amorfa O pico exoteacutermico existente como jaacute mencionado ocorreu a uma temperatura que
variou de 242 0C agrave 278 0C e refere-se agrave nucleaccedilatildeo de fase
182 184 186 188 190 192 194
-115
-110
-105
-100
-95
ln (
T2 c)
1Tc (10
-3 k
-1)
62
44 Tratamento teacutermico
Apoacutes a realizaccedilatildeo das medidas de DRX in situ e das medidas de DSC a fase amorfa
ainda se encontrava presente assim foi realizado um tratamento teacutermico com a finalidade de
promover a cristalizaccedilatildeo da fase amorfa presente
O tratamento teacutermico foi realizado a uma taxa constante de 10 0Cmim ateacute a temperatura
de 800 0C com a atmosfera protegida por gaacutes argocircnio Na Figura 44 apresenta-se o difratograma
da amostra realizado apoacutes o do tratamento teacutermico vemos no detalhe que a acentuada elevaccedilatildeo
na linha de base entre a faixa de 2θ que vai de aproximadamente 26deg agrave 36deg e que corresponde
a fase amorfa desapareceu completamente
Figura 44 Difratograma da amostra apoacutes tratamento teacutermico
Para a amostra tratada termicamente foram identificadas trecircs fases similar ao observado
nas medias in situ a 350 oC foram identificadas a fase cuacutebica Bi12NiO19 a fase tetragonal de
Bi2O3 (ICSD no 41764) e a fase romboeacutedrica de Bismuto (ICSD no 64703) Na Figura 45
apresentamos o padratildeo observado plotado juntamente com o CIF das 3 fases identificadas
10 20 30 40 50 60 70 80
Inte
nsid
ad
e (
ua
)
2 (graus)
Pos Tratamento Teacutermico
20 25 30 35 40 45 50 55 60
63
Figura 45 Difratograma da amostra apoacutes tratamento teacutermico em conjunto com os CIFs de Bi Bi2O3 e
Bi12NiO19
Pode-se verificar no padratildeo do difratograma da Figura 45 que pelo formato da linha de
base obtida ocorreu a cristalizaccedilatildeo da fase amorfa e as fases identificadas correspondem aos
picos presentes no DRX da amostra
O refinamento realizado pelo MR confirmou a identificaccedilatildeo das fases contidas na
amostra no sentido da exata correspondecircncia entre os picos obtidos nos padrotildees calculados e
observados As fraccedilotildees das fases da amostra que sofreu tratamento teacutermico em comparaccedilatildeo com
as fraccedilotildees obtidas no DRX in situ estatildeo apresentados na tabela 7
Tabela 7 Fraccedilotildees das fases apoacutes tratamento teacutermico e DRX in situ a 350 oC
Fraccedilatildeo das fases Tratamento Teacutermico DRX in situ a 350 oC
Bi12NiO19 90 137
Bi2O3 89 20
Bi 11 663
10 20 30 40 50 60 70 80
Inte
nsid
ade (
ua
)
2 (graus)
Observado
Bi
Bi2O
3
Bi12
NiO19
25 30 35 40 45 50 55
64
O aumento da temperatura propicia a nucleaccedilatildeo das fases de Bi2O3 e Bi12NiO19 em
detrimento da diminuiccedilatildeo da fase Bi3Ni
O refinamento pelo meacutetodo de Rietveld para amostra que sofreu tratamento teacutermico
apresentou uma boa concordacircncia para os perfis calculado e experimental Nesse refinamento
foi utilizado o CIF modificado de Bi12NiO19 Na Figura 46 temos o padratildeo experimental e o
calculado obtidos no refinamento pelo MR
Figura 46 Padratildeo observado e experimental refinado pelo MR para amostra tratada termicamente
Compara-se na Figura 47 os difratogramas obtidos para amostra tratada termicamente e
para o DRX in situ a temperatura de 350 oC eacute possiacutevel identificar a correspondecircncia entre os
picos entretanto eacute notaacutevel a diferenccedila na linha de base do difratograma referente ao DRX in
situ contra o DRX da amostra submetida a tratamento teacutermico Pode-se concluir que para
ocorrer a cristalizaccedilatildeo da fase amorfa eacute necessaacuterio que a temperatura do tratamento teacutermico seja
superior a 550 0C
10 20 30 40 50 60 70 80
Inte
nsid
ade (
ua
)
2 (graus)
Calculado
Experimental
Residual
Pos Tratamento Teacutermico
65
Outro fenocircmeno perceptiacutevel eacute o deslocamento em 2θ da posiccedilatildeo dos picos O
difratograma da amostra que foi ao forno do DRX tem a posiccedilatildeo dos seus picos deslocados para
direita em comparaccedilatildeo ao observado no CIF do Bi12NiO19 e no DRX da amostra que passou
por tratamento teacutermico Podemos associar esse deslocamento a contraccedilatildeo do volume da ceacutelula
unitaacuteria Considerando o valor padratildeo do volume do composto Bi12NiO19 constante na tabela
5 ocorreu uma reduccedilatildeo de volume de aproximadamente 155 para amostra tratada
termicamente e uma variaccedilatildeo positiva de 005 para amostra do DRX in situ Na Figura 47
plotamos juntos os difratogramas da amostra tratada termicamente da amostra que realizou a
medida in situ a 350 0C e o CIF do Bi12NiO19
Figura 47 Difratogramas das amostras apoacutes tratamento teacutermico e DRX in situ em conjunto com o
CIF do Bi12NiO19
O tratamento teacutermico realizado produziu o resultado esperado cristalizando a fase
amorfa As fases presentes na amostra apoacutes a realizaccedilatildeo do tratamento estatildeo em conformidade
agraves encontradas nas medidas de DRX in situ
20 30 40 50 60 70 80
Bi
Inte
nsid
ade (
u a)
2 (graus)
Bi
20 25 30 35 40 45
66
5 CONCLUSAtildeO
A sintetizaccedilatildeo do composto nanoestruturado de Bi3Ni foi realizado de modo eficiente
apoacutes 13 horas de moagem mecacircnica
As medidas de difraccedilatildeo de Raio X possibilitaram acompanhar a evoluccedilatildeo estrutural e a
nucleaccedilatildeo da fase de Bi3Ni O refinamento realizado pelo Meacutetodo de Rietveld proporcionou a
quantificaccedilatildeo dos paracircmetros cristalograacuteficos tais como paracircmetros de rede volume da ceacutelula
unitaacuteria fraccedilatildeo das fases presentes e tamanho de cristalito Os fatores de qualidade e
convergecircncia alcanccedilaram valores satisfatoacuterios correspondendo a exata simulaccedilatildeo do padratildeo
observado
A anaacutelise teacutermica realizada por meio das medidas de DRX in situ permitiu o estudo da
estabilidade teacutermica e o acompanhamento da evoluccedilatildeo estrutural da amostra em funccedilatildeo da
temperatura Foi possiacutevel identificar duas novas fases presentes o Bi2O3 e Bi12NiO19 nucleadas
agraves custas da fase de Bi3Ni Na temperatura de 350 oC a amostra eacute composta das fases Bi12NiO19
Bi2O3 e Bi
As medidas de DSC realizadas ateacute a temperatura de 550 oC e com quatro diferentes
taxas de aquecimento foram utilizadas para se calcular com o uso da equaccedilatildeo de Kissinger a
energia de ativaccedilatildeo (Ea) necessaacuteria para promover a nucleaccedilatildeo do composto Bi12NiO19 que eacute de
12465 kJmol
O tratamento teacutermico no forno ateacute 800 oC promoveu o relaxamento dos defeitos e
tensotildees causadas durante a moagem mecacircnica e a cristalizaccedilatildeo da fase amorfa natildeo sendo mais
possiacutevel identificar no DRX realizado o perfil referente a essa fase Identificou-se novamente a
fase Bi12NiO19 aleacutem da ocorrecircncia das fases de Bi2O3 e Bi jaacute identificadas nas medidas de
DRX in situ confirmando a consistecircncia dos resultados obtidos por dois ensaios diferentes
Pocircde-se verificar o mesmo fenocircmeno em todos os ensaios que envolveram o
aquecimento da amostra Ao aquecer-se o Bi3Ni ocorre um processo de oxidaccedilatildeo que resulta
na formaccedilatildeo da fase de Bi2O3 e a fase de Bi12NiO19 todas associadas ao consumo de Bi da fase
Bi3Ni
Para realizaccedilatildeo de estudos futuros com o intuito de se obter a fase uacutenica de Bi3Ni
pode-se alterar ligeiramente as massas dos produtos com a adiccedilatildeo de um pouco de niacutequel
67
Pode-se melhorar o controle das condiccedilotildees de realizaccedilatildeo dos tratamentos teacutermicos com o
intuito de se evitar a oxidaccedilatildeo A realizaccedilatildeo de medidas de DSC ateacute a temperatura de 800 0C
poderaacute revelar picos exoteacutermicos e propiciar condiccedilotildees para se calcular a energia necessaacuteria
para promover a cristalizaccedilatildeo da fase amorfa
68
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Figura 35 Padratildeo obtidos no refinamento pelo MR para amostra aquecida a 250 0C
Tabela 5 Valores de Chi2 e de Rwp obtidos nos refinamentos realizados durante o processo de
aquecimento
A temperatura de 300 oC comeccedila a formaccedilatildeo da uma nova fase cubica de grupo espacial
I23 o Bi12NiO19 em detrimento da diminuiccedilatildeo da fase de Bi3Ni Aleacutem do aumento da fraccedilatildeo
da fase de Bi2O3
Temperatura de realizaccedilatildeo da medida Rwp 1205362
25 0C 69 23
250 0C 83 18
300 0C 98 26
350 0C 99 25
10 20 30 40 50 60 70 80
Inte
nsid
ade (
ua
)
2 (graus)
Experimental
Calculado
Residual
250 0C
25 30 35 40
56
O uacuteltimo DRX foi realizado a 350 oC a principal alteraccedilatildeo dessa medida refere-se ao
fato da inexistecircncia de picos referentes agrave fase Bi3Ni A fase majoritaacuteria torna-se agora a fase
referente ao Bi e a fase Bi12NiO19 (indexado na base de dados PDF2 mas natildeo na base de dados
ICSD) permanece estaacutevel isto eacute sem alteraccedilotildees significativas em sua fraccedilatildeo O fato de estarem
presentes picos referentes ao Bi mesmo apoacutes termos ultrapassado a temperatura de fusatildeo pode
ser explicado levando-se em consideraccedilatildeo a baixa condutividade teacutermica do bismuto aliado ao
excesso de defeitos produzidos na moagem assim natildeo obteve-se a fusatildeo do elemento
Utilizamos os dados obtidos nos refinamentos para plotar o graacutefico exposto na Figura
36 onde eacute possiacutevel observar a fraccedilatildeo de cada fase em funccedilatildeo da temperatura de execuccedilatildeo do
DRX Percebe-se a raacutepida decomposiccedilatildeo da fase de Bi3Ni que entre 250 oC e 350 oC apresenta
uma reduccedilatildeo percentual de aproximadamente 88 concomitantemente ao crescimento
percentual da fase de Bi
Figura 36 Fraccedilotildees de fase em funccedilatildeo da temperatura de realizaccedilatildeo do DRX in situ
O DRX realizado na amostra a 350 oC eacute mostrado na Figura 37 em conjunto aos CIFs
das fases constituintes Para a fase Bi12NiO19 natildeo foi encontrado o CIF no banco de dados do
Inorganic Crystal Structure Database (ICSD) Para refinar utilizando o meacutetodo de Rietveld
partimos do protoacutetipo estrutural de Bi26-x Mx O40-y (M = Mg Al Co Ni) O CIF desta fase
25 75 125 175 225 275 325 375
0
20
40
60
80
100
Fra
ccedilao d
e F
ases (
)
Temperatura (0C)
Bi3Ni
Bi2O
3
Bi
Bi12
NiO19
57
resultante estaacute mostrado em vermelho na Figura 37 e uma representaccedilatildeo da ceacutelula unitaacuteria na
Figura 38 os aacutetomos de oxigecircnio estatildeo representados na cor vermelha e o niacutequel em verde
Figura 37 Padratildeo observado no DRX da amostra em 350 oC em comparaccedilatildeo com o CIF das fases
constituintes
Figura 38 Projeccedilatildeo do eixo a e em perspectiva do Bi12NiO19
10 20 30 40 50 60 70 80
Inte
nsid
ade (
ua
)
2(graus)
350 graus
Bi2O
3
Bi
Bi12
NiO19
20 25 30 35 40 45 50 55
58
O refinamento estrutural utilizando estas fases estaacute mostrado na Figura 39 e os valores
referentes aos paracircmetros de rede obtidos para o refinamento da fase Bi12NiO19 constam na
tabela 6
Figura 39 Padratildeo obtidos no refinamento pelo MR para amostra aquecida a 350 0C
Tabela 6 Paracircmetros da ceacutelula unitaacuteria da estrutura Bi12NiO19
A Figura 40 conteacutem as fotografias retiradas do forno do difratocircmetro antes e apoacutes a
realizaccedilatildeo da medida Eacute possiacutevel verificar que a amostra devido a dilataccedilatildeo volumeacutetrica e a
fusatildeo do bismuto transborda o porta amostra
Paracircmetros de Rede a = b=c=10258(8) Aring
Acircngulos α = β = γ = 900
Volume da ceacutelula 107966(2) Aring3
Grupo de simetria Cuacutebico
Grupo espacial I23
10 20 30 40 50 60 70 80
Inte
nsid
ade (
ua
)
2 (graus)
Calculado
Experimental
Residual
350 0C
20 25 30 35 40 45
59
Figura 40 Fotografia do forno do DRX antes a apoacutes a realizaccedilatildeo das medidas
43 Calorimetria Diferencial de Varredura (DSC)
Com a finalidade de estudar e melhor entender a evoluccedilatildeo estrutural da amostra
observada nas medidas in situ realizou-se medidas DSC conforme descrito nos procedimentos
experimentais a temperatura final foi de 550 oC
Na Figura 41 mostramos as medidas DSC feitas em diferentes taxas de aquecimento
realizadas na amostra moiacuteda por 19 horas Em todas as 4 medidas vemos comportamentos
exoteacutermicos e endoteacutermicos Os picos endoteacutermicos ocorreram a uma temperatura aproximada
de 270 0C temperatura essa equivalente ao ponto de fusatildeo do bismuto e foram atribuiacutedos a
fusatildeo do Bi ocorrida em duas etapas
Comparando-se os resultados obtidos nas medidas in situ onde observamos a nucleaccedilatildeo
de uma nova fase a partir da temperatura de 250 oC com os resultados obtidos no DSC podemos
concluir que o pico exoteacutermico presente no termograma corresponde agrave nucleaccedilatildeo da fase de
Bi2O3
Com a finalidade de calcular a energia de ativaccedilatildeo (Ea) necessaacuteria para promover essa
nucleaccedilatildeo aplicamos a metodologia proposta por Kissinger [2] Conforme indicado na Figura
41 as 4 medidas foram feitas com taxas de aquecimento de 25 5 10 e 20 oCmin
60
A Figura 42 mostra em detalhes a Figura 41 onde vemos os valores das temperaturas
de pico de cristalizaccedilatildeo (Tc) e as referidas taxas de aquecimento (120591) Como era esperado a
medida que a taxa de aquecimento aumenta a temperatura de pico tambem aumenta
Figura 41 Termograma DSC plotados em conjunto para os diferentes fluxos de calor
Figura 42 Espectros DSC com as temperaturas de pico e suas respectivas taxas de aquecimento
100 150 200 250 300 350 400 450 500 550
250Cmin
50Cmin
100Cmin
fluxo d
e c
alo
r (u
a)
Temperatura (0C)
200Cmin
exo
230 235 240 245 250 255 260 265 270 275 280 285
250Cmin
50Cmin
100Cmin
fluxo d
e c
alo
r (u
a )
Temperatura (0C)
242 0C
252 0C
266 0C
278 0C
200Cmin
exo
61
Com os dados fornecidos na Figura 42 pode-se calcular a energia de ativaccedilatildeo referente
a nucleaccedilatildeo da fase de Bi2O3 Plotando-se um graacutefico linear de ln(120591
1198791198882) versus
1
119879119888 onde o
coeficiente angular eacute (minus119864119886
119877) obteacutem-se a energia de ativaccedilatildeo A Figura 43 apresenta a
linearizaccedilatildeo da equaccedilatildeo 16 de onde se obteacutem a energia de ativaccedilatildeo do processo de nucleaccedilatildeo
do Bi2O3
Figura 43 Graacutefico linear do ln(120591
1198791198882) versus
1
119879119888
Logo considerando as relaccedilotildees anteriormente definidas eacute possiacutevel calcular a energia de
ativaccedilatildeo uma vez que m = (minus119864119886
119877) e R = 831 jmol K Desse modo a energia de ativaccedilatildeo
necessaacuteria para promover a nucleaccedilatildeo da fase Bi2O3 eacute de 12465 kJmol
A metodologia proposta permitiria tambeacutem calcular a energia de ativaccedilatildeo necessaacuteria
para cristalizar a fase amorfa as medidas de DSC foram planejadas ateacute a temperatura de
550 oC devido a limitaccedilotildees do equipamento poreacutem como fica evidente na Figura 41 natildeo se
observa nenhum pico exoteacutermico apoacutes os 350 oC que se possa estar associado a cristalizaccedilatildeo da
fase amorfa O pico exoteacutermico existente como jaacute mencionado ocorreu a uma temperatura que
variou de 242 0C agrave 278 0C e refere-se agrave nucleaccedilatildeo de fase
182 184 186 188 190 192 194
-115
-110
-105
-100
-95
ln (
T2 c)
1Tc (10
-3 k
-1)
62
44 Tratamento teacutermico
Apoacutes a realizaccedilatildeo das medidas de DRX in situ e das medidas de DSC a fase amorfa
ainda se encontrava presente assim foi realizado um tratamento teacutermico com a finalidade de
promover a cristalizaccedilatildeo da fase amorfa presente
O tratamento teacutermico foi realizado a uma taxa constante de 10 0Cmim ateacute a temperatura
de 800 0C com a atmosfera protegida por gaacutes argocircnio Na Figura 44 apresenta-se o difratograma
da amostra realizado apoacutes o do tratamento teacutermico vemos no detalhe que a acentuada elevaccedilatildeo
na linha de base entre a faixa de 2θ que vai de aproximadamente 26deg agrave 36deg e que corresponde
a fase amorfa desapareceu completamente
Figura 44 Difratograma da amostra apoacutes tratamento teacutermico
Para a amostra tratada termicamente foram identificadas trecircs fases similar ao observado
nas medias in situ a 350 oC foram identificadas a fase cuacutebica Bi12NiO19 a fase tetragonal de
Bi2O3 (ICSD no 41764) e a fase romboeacutedrica de Bismuto (ICSD no 64703) Na Figura 45
apresentamos o padratildeo observado plotado juntamente com o CIF das 3 fases identificadas
10 20 30 40 50 60 70 80
Inte
nsid
ad
e (
ua
)
2 (graus)
Pos Tratamento Teacutermico
20 25 30 35 40 45 50 55 60
63
Figura 45 Difratograma da amostra apoacutes tratamento teacutermico em conjunto com os CIFs de Bi Bi2O3 e
Bi12NiO19
Pode-se verificar no padratildeo do difratograma da Figura 45 que pelo formato da linha de
base obtida ocorreu a cristalizaccedilatildeo da fase amorfa e as fases identificadas correspondem aos
picos presentes no DRX da amostra
O refinamento realizado pelo MR confirmou a identificaccedilatildeo das fases contidas na
amostra no sentido da exata correspondecircncia entre os picos obtidos nos padrotildees calculados e
observados As fraccedilotildees das fases da amostra que sofreu tratamento teacutermico em comparaccedilatildeo com
as fraccedilotildees obtidas no DRX in situ estatildeo apresentados na tabela 7
Tabela 7 Fraccedilotildees das fases apoacutes tratamento teacutermico e DRX in situ a 350 oC
Fraccedilatildeo das fases Tratamento Teacutermico DRX in situ a 350 oC
Bi12NiO19 90 137
Bi2O3 89 20
Bi 11 663
10 20 30 40 50 60 70 80
Inte
nsid
ade (
ua
)
2 (graus)
Observado
Bi
Bi2O
3
Bi12
NiO19
25 30 35 40 45 50 55
64
O aumento da temperatura propicia a nucleaccedilatildeo das fases de Bi2O3 e Bi12NiO19 em
detrimento da diminuiccedilatildeo da fase Bi3Ni
O refinamento pelo meacutetodo de Rietveld para amostra que sofreu tratamento teacutermico
apresentou uma boa concordacircncia para os perfis calculado e experimental Nesse refinamento
foi utilizado o CIF modificado de Bi12NiO19 Na Figura 46 temos o padratildeo experimental e o
calculado obtidos no refinamento pelo MR
Figura 46 Padratildeo observado e experimental refinado pelo MR para amostra tratada termicamente
Compara-se na Figura 47 os difratogramas obtidos para amostra tratada termicamente e
para o DRX in situ a temperatura de 350 oC eacute possiacutevel identificar a correspondecircncia entre os
picos entretanto eacute notaacutevel a diferenccedila na linha de base do difratograma referente ao DRX in
situ contra o DRX da amostra submetida a tratamento teacutermico Pode-se concluir que para
ocorrer a cristalizaccedilatildeo da fase amorfa eacute necessaacuterio que a temperatura do tratamento teacutermico seja
superior a 550 0C
10 20 30 40 50 60 70 80
Inte
nsid
ade (
ua
)
2 (graus)
Calculado
Experimental
Residual
Pos Tratamento Teacutermico
65
Outro fenocircmeno perceptiacutevel eacute o deslocamento em 2θ da posiccedilatildeo dos picos O
difratograma da amostra que foi ao forno do DRX tem a posiccedilatildeo dos seus picos deslocados para
direita em comparaccedilatildeo ao observado no CIF do Bi12NiO19 e no DRX da amostra que passou
por tratamento teacutermico Podemos associar esse deslocamento a contraccedilatildeo do volume da ceacutelula
unitaacuteria Considerando o valor padratildeo do volume do composto Bi12NiO19 constante na tabela
5 ocorreu uma reduccedilatildeo de volume de aproximadamente 155 para amostra tratada
termicamente e uma variaccedilatildeo positiva de 005 para amostra do DRX in situ Na Figura 47
plotamos juntos os difratogramas da amostra tratada termicamente da amostra que realizou a
medida in situ a 350 0C e o CIF do Bi12NiO19
Figura 47 Difratogramas das amostras apoacutes tratamento teacutermico e DRX in situ em conjunto com o
CIF do Bi12NiO19
O tratamento teacutermico realizado produziu o resultado esperado cristalizando a fase
amorfa As fases presentes na amostra apoacutes a realizaccedilatildeo do tratamento estatildeo em conformidade
agraves encontradas nas medidas de DRX in situ
20 30 40 50 60 70 80
Bi
Inte
nsid
ade (
u a)
2 (graus)
Bi
20 25 30 35 40 45
66
5 CONCLUSAtildeO
A sintetizaccedilatildeo do composto nanoestruturado de Bi3Ni foi realizado de modo eficiente
apoacutes 13 horas de moagem mecacircnica
As medidas de difraccedilatildeo de Raio X possibilitaram acompanhar a evoluccedilatildeo estrutural e a
nucleaccedilatildeo da fase de Bi3Ni O refinamento realizado pelo Meacutetodo de Rietveld proporcionou a
quantificaccedilatildeo dos paracircmetros cristalograacuteficos tais como paracircmetros de rede volume da ceacutelula
unitaacuteria fraccedilatildeo das fases presentes e tamanho de cristalito Os fatores de qualidade e
convergecircncia alcanccedilaram valores satisfatoacuterios correspondendo a exata simulaccedilatildeo do padratildeo
observado
A anaacutelise teacutermica realizada por meio das medidas de DRX in situ permitiu o estudo da
estabilidade teacutermica e o acompanhamento da evoluccedilatildeo estrutural da amostra em funccedilatildeo da
temperatura Foi possiacutevel identificar duas novas fases presentes o Bi2O3 e Bi12NiO19 nucleadas
agraves custas da fase de Bi3Ni Na temperatura de 350 oC a amostra eacute composta das fases Bi12NiO19
Bi2O3 e Bi
As medidas de DSC realizadas ateacute a temperatura de 550 oC e com quatro diferentes
taxas de aquecimento foram utilizadas para se calcular com o uso da equaccedilatildeo de Kissinger a
energia de ativaccedilatildeo (Ea) necessaacuteria para promover a nucleaccedilatildeo do composto Bi12NiO19 que eacute de
12465 kJmol
O tratamento teacutermico no forno ateacute 800 oC promoveu o relaxamento dos defeitos e
tensotildees causadas durante a moagem mecacircnica e a cristalizaccedilatildeo da fase amorfa natildeo sendo mais
possiacutevel identificar no DRX realizado o perfil referente a essa fase Identificou-se novamente a
fase Bi12NiO19 aleacutem da ocorrecircncia das fases de Bi2O3 e Bi jaacute identificadas nas medidas de
DRX in situ confirmando a consistecircncia dos resultados obtidos por dois ensaios diferentes
Pocircde-se verificar o mesmo fenocircmeno em todos os ensaios que envolveram o
aquecimento da amostra Ao aquecer-se o Bi3Ni ocorre um processo de oxidaccedilatildeo que resulta
na formaccedilatildeo da fase de Bi2O3 e a fase de Bi12NiO19 todas associadas ao consumo de Bi da fase
Bi3Ni
Para realizaccedilatildeo de estudos futuros com o intuito de se obter a fase uacutenica de Bi3Ni
pode-se alterar ligeiramente as massas dos produtos com a adiccedilatildeo de um pouco de niacutequel
67
Pode-se melhorar o controle das condiccedilotildees de realizaccedilatildeo dos tratamentos teacutermicos com o
intuito de se evitar a oxidaccedilatildeo A realizaccedilatildeo de medidas de DSC ateacute a temperatura de 800 0C
poderaacute revelar picos exoteacutermicos e propiciar condiccedilotildees para se calcular a energia necessaacuteria
para promover a cristalizaccedilatildeo da fase amorfa
68
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O uacuteltimo DRX foi realizado a 350 oC a principal alteraccedilatildeo dessa medida refere-se ao
fato da inexistecircncia de picos referentes agrave fase Bi3Ni A fase majoritaacuteria torna-se agora a fase
referente ao Bi e a fase Bi12NiO19 (indexado na base de dados PDF2 mas natildeo na base de dados
ICSD) permanece estaacutevel isto eacute sem alteraccedilotildees significativas em sua fraccedilatildeo O fato de estarem
presentes picos referentes ao Bi mesmo apoacutes termos ultrapassado a temperatura de fusatildeo pode
ser explicado levando-se em consideraccedilatildeo a baixa condutividade teacutermica do bismuto aliado ao
excesso de defeitos produzidos na moagem assim natildeo obteve-se a fusatildeo do elemento
Utilizamos os dados obtidos nos refinamentos para plotar o graacutefico exposto na Figura
36 onde eacute possiacutevel observar a fraccedilatildeo de cada fase em funccedilatildeo da temperatura de execuccedilatildeo do
DRX Percebe-se a raacutepida decomposiccedilatildeo da fase de Bi3Ni que entre 250 oC e 350 oC apresenta
uma reduccedilatildeo percentual de aproximadamente 88 concomitantemente ao crescimento
percentual da fase de Bi
Figura 36 Fraccedilotildees de fase em funccedilatildeo da temperatura de realizaccedilatildeo do DRX in situ
O DRX realizado na amostra a 350 oC eacute mostrado na Figura 37 em conjunto aos CIFs
das fases constituintes Para a fase Bi12NiO19 natildeo foi encontrado o CIF no banco de dados do
Inorganic Crystal Structure Database (ICSD) Para refinar utilizando o meacutetodo de Rietveld
partimos do protoacutetipo estrutural de Bi26-x Mx O40-y (M = Mg Al Co Ni) O CIF desta fase
25 75 125 175 225 275 325 375
0
20
40
60
80
100
Fra
ccedilao d
e F
ases (
)
Temperatura (0C)
Bi3Ni
Bi2O
3
Bi
Bi12
NiO19
57
resultante estaacute mostrado em vermelho na Figura 37 e uma representaccedilatildeo da ceacutelula unitaacuteria na
Figura 38 os aacutetomos de oxigecircnio estatildeo representados na cor vermelha e o niacutequel em verde
Figura 37 Padratildeo observado no DRX da amostra em 350 oC em comparaccedilatildeo com o CIF das fases
constituintes
Figura 38 Projeccedilatildeo do eixo a e em perspectiva do Bi12NiO19
10 20 30 40 50 60 70 80
Inte
nsid
ade (
ua
)
2(graus)
350 graus
Bi2O
3
Bi
Bi12
NiO19
20 25 30 35 40 45 50 55
58
O refinamento estrutural utilizando estas fases estaacute mostrado na Figura 39 e os valores
referentes aos paracircmetros de rede obtidos para o refinamento da fase Bi12NiO19 constam na
tabela 6
Figura 39 Padratildeo obtidos no refinamento pelo MR para amostra aquecida a 350 0C
Tabela 6 Paracircmetros da ceacutelula unitaacuteria da estrutura Bi12NiO19
A Figura 40 conteacutem as fotografias retiradas do forno do difratocircmetro antes e apoacutes a
realizaccedilatildeo da medida Eacute possiacutevel verificar que a amostra devido a dilataccedilatildeo volumeacutetrica e a
fusatildeo do bismuto transborda o porta amostra
Paracircmetros de Rede a = b=c=10258(8) Aring
Acircngulos α = β = γ = 900
Volume da ceacutelula 107966(2) Aring3
Grupo de simetria Cuacutebico
Grupo espacial I23
10 20 30 40 50 60 70 80
Inte
nsid
ade (
ua
)
2 (graus)
Calculado
Experimental
Residual
350 0C
20 25 30 35 40 45
59
Figura 40 Fotografia do forno do DRX antes a apoacutes a realizaccedilatildeo das medidas
43 Calorimetria Diferencial de Varredura (DSC)
Com a finalidade de estudar e melhor entender a evoluccedilatildeo estrutural da amostra
observada nas medidas in situ realizou-se medidas DSC conforme descrito nos procedimentos
experimentais a temperatura final foi de 550 oC
Na Figura 41 mostramos as medidas DSC feitas em diferentes taxas de aquecimento
realizadas na amostra moiacuteda por 19 horas Em todas as 4 medidas vemos comportamentos
exoteacutermicos e endoteacutermicos Os picos endoteacutermicos ocorreram a uma temperatura aproximada
de 270 0C temperatura essa equivalente ao ponto de fusatildeo do bismuto e foram atribuiacutedos a
fusatildeo do Bi ocorrida em duas etapas
Comparando-se os resultados obtidos nas medidas in situ onde observamos a nucleaccedilatildeo
de uma nova fase a partir da temperatura de 250 oC com os resultados obtidos no DSC podemos
concluir que o pico exoteacutermico presente no termograma corresponde agrave nucleaccedilatildeo da fase de
Bi2O3
Com a finalidade de calcular a energia de ativaccedilatildeo (Ea) necessaacuteria para promover essa
nucleaccedilatildeo aplicamos a metodologia proposta por Kissinger [2] Conforme indicado na Figura
41 as 4 medidas foram feitas com taxas de aquecimento de 25 5 10 e 20 oCmin
60
A Figura 42 mostra em detalhes a Figura 41 onde vemos os valores das temperaturas
de pico de cristalizaccedilatildeo (Tc) e as referidas taxas de aquecimento (120591) Como era esperado a
medida que a taxa de aquecimento aumenta a temperatura de pico tambem aumenta
Figura 41 Termograma DSC plotados em conjunto para os diferentes fluxos de calor
Figura 42 Espectros DSC com as temperaturas de pico e suas respectivas taxas de aquecimento
100 150 200 250 300 350 400 450 500 550
250Cmin
50Cmin
100Cmin
fluxo d
e c
alo
r (u
a)
Temperatura (0C)
200Cmin
exo
230 235 240 245 250 255 260 265 270 275 280 285
250Cmin
50Cmin
100Cmin
fluxo d
e c
alo
r (u
a )
Temperatura (0C)
242 0C
252 0C
266 0C
278 0C
200Cmin
exo
61
Com os dados fornecidos na Figura 42 pode-se calcular a energia de ativaccedilatildeo referente
a nucleaccedilatildeo da fase de Bi2O3 Plotando-se um graacutefico linear de ln(120591
1198791198882) versus
1
119879119888 onde o
coeficiente angular eacute (minus119864119886
119877) obteacutem-se a energia de ativaccedilatildeo A Figura 43 apresenta a
linearizaccedilatildeo da equaccedilatildeo 16 de onde se obteacutem a energia de ativaccedilatildeo do processo de nucleaccedilatildeo
do Bi2O3
Figura 43 Graacutefico linear do ln(120591
1198791198882) versus
1
119879119888
Logo considerando as relaccedilotildees anteriormente definidas eacute possiacutevel calcular a energia de
ativaccedilatildeo uma vez que m = (minus119864119886
119877) e R = 831 jmol K Desse modo a energia de ativaccedilatildeo
necessaacuteria para promover a nucleaccedilatildeo da fase Bi2O3 eacute de 12465 kJmol
A metodologia proposta permitiria tambeacutem calcular a energia de ativaccedilatildeo necessaacuteria
para cristalizar a fase amorfa as medidas de DSC foram planejadas ateacute a temperatura de
550 oC devido a limitaccedilotildees do equipamento poreacutem como fica evidente na Figura 41 natildeo se
observa nenhum pico exoteacutermico apoacutes os 350 oC que se possa estar associado a cristalizaccedilatildeo da
fase amorfa O pico exoteacutermico existente como jaacute mencionado ocorreu a uma temperatura que
variou de 242 0C agrave 278 0C e refere-se agrave nucleaccedilatildeo de fase
182 184 186 188 190 192 194
-115
-110
-105
-100
-95
ln (
T2 c)
1Tc (10
-3 k
-1)
62
44 Tratamento teacutermico
Apoacutes a realizaccedilatildeo das medidas de DRX in situ e das medidas de DSC a fase amorfa
ainda se encontrava presente assim foi realizado um tratamento teacutermico com a finalidade de
promover a cristalizaccedilatildeo da fase amorfa presente
O tratamento teacutermico foi realizado a uma taxa constante de 10 0Cmim ateacute a temperatura
de 800 0C com a atmosfera protegida por gaacutes argocircnio Na Figura 44 apresenta-se o difratograma
da amostra realizado apoacutes o do tratamento teacutermico vemos no detalhe que a acentuada elevaccedilatildeo
na linha de base entre a faixa de 2θ que vai de aproximadamente 26deg agrave 36deg e que corresponde
a fase amorfa desapareceu completamente
Figura 44 Difratograma da amostra apoacutes tratamento teacutermico
Para a amostra tratada termicamente foram identificadas trecircs fases similar ao observado
nas medias in situ a 350 oC foram identificadas a fase cuacutebica Bi12NiO19 a fase tetragonal de
Bi2O3 (ICSD no 41764) e a fase romboeacutedrica de Bismuto (ICSD no 64703) Na Figura 45
apresentamos o padratildeo observado plotado juntamente com o CIF das 3 fases identificadas
10 20 30 40 50 60 70 80
Inte
nsid
ad
e (
ua
)
2 (graus)
Pos Tratamento Teacutermico
20 25 30 35 40 45 50 55 60
63
Figura 45 Difratograma da amostra apoacutes tratamento teacutermico em conjunto com os CIFs de Bi Bi2O3 e
Bi12NiO19
Pode-se verificar no padratildeo do difratograma da Figura 45 que pelo formato da linha de
base obtida ocorreu a cristalizaccedilatildeo da fase amorfa e as fases identificadas correspondem aos
picos presentes no DRX da amostra
O refinamento realizado pelo MR confirmou a identificaccedilatildeo das fases contidas na
amostra no sentido da exata correspondecircncia entre os picos obtidos nos padrotildees calculados e
observados As fraccedilotildees das fases da amostra que sofreu tratamento teacutermico em comparaccedilatildeo com
as fraccedilotildees obtidas no DRX in situ estatildeo apresentados na tabela 7
Tabela 7 Fraccedilotildees das fases apoacutes tratamento teacutermico e DRX in situ a 350 oC
Fraccedilatildeo das fases Tratamento Teacutermico DRX in situ a 350 oC
Bi12NiO19 90 137
Bi2O3 89 20
Bi 11 663
10 20 30 40 50 60 70 80
Inte
nsid
ade (
ua
)
2 (graus)
Observado
Bi
Bi2O
3
Bi12
NiO19
25 30 35 40 45 50 55
64
O aumento da temperatura propicia a nucleaccedilatildeo das fases de Bi2O3 e Bi12NiO19 em
detrimento da diminuiccedilatildeo da fase Bi3Ni
O refinamento pelo meacutetodo de Rietveld para amostra que sofreu tratamento teacutermico
apresentou uma boa concordacircncia para os perfis calculado e experimental Nesse refinamento
foi utilizado o CIF modificado de Bi12NiO19 Na Figura 46 temos o padratildeo experimental e o
calculado obtidos no refinamento pelo MR
Figura 46 Padratildeo observado e experimental refinado pelo MR para amostra tratada termicamente
Compara-se na Figura 47 os difratogramas obtidos para amostra tratada termicamente e
para o DRX in situ a temperatura de 350 oC eacute possiacutevel identificar a correspondecircncia entre os
picos entretanto eacute notaacutevel a diferenccedila na linha de base do difratograma referente ao DRX in
situ contra o DRX da amostra submetida a tratamento teacutermico Pode-se concluir que para
ocorrer a cristalizaccedilatildeo da fase amorfa eacute necessaacuterio que a temperatura do tratamento teacutermico seja
superior a 550 0C
10 20 30 40 50 60 70 80
Inte
nsid
ade (
ua
)
2 (graus)
Calculado
Experimental
Residual
Pos Tratamento Teacutermico
65
Outro fenocircmeno perceptiacutevel eacute o deslocamento em 2θ da posiccedilatildeo dos picos O
difratograma da amostra que foi ao forno do DRX tem a posiccedilatildeo dos seus picos deslocados para
direita em comparaccedilatildeo ao observado no CIF do Bi12NiO19 e no DRX da amostra que passou
por tratamento teacutermico Podemos associar esse deslocamento a contraccedilatildeo do volume da ceacutelula
unitaacuteria Considerando o valor padratildeo do volume do composto Bi12NiO19 constante na tabela
5 ocorreu uma reduccedilatildeo de volume de aproximadamente 155 para amostra tratada
termicamente e uma variaccedilatildeo positiva de 005 para amostra do DRX in situ Na Figura 47
plotamos juntos os difratogramas da amostra tratada termicamente da amostra que realizou a
medida in situ a 350 0C e o CIF do Bi12NiO19
Figura 47 Difratogramas das amostras apoacutes tratamento teacutermico e DRX in situ em conjunto com o
CIF do Bi12NiO19
O tratamento teacutermico realizado produziu o resultado esperado cristalizando a fase
amorfa As fases presentes na amostra apoacutes a realizaccedilatildeo do tratamento estatildeo em conformidade
agraves encontradas nas medidas de DRX in situ
20 30 40 50 60 70 80
Bi
Inte
nsid
ade (
u a)
2 (graus)
Bi
20 25 30 35 40 45
66
5 CONCLUSAtildeO
A sintetizaccedilatildeo do composto nanoestruturado de Bi3Ni foi realizado de modo eficiente
apoacutes 13 horas de moagem mecacircnica
As medidas de difraccedilatildeo de Raio X possibilitaram acompanhar a evoluccedilatildeo estrutural e a
nucleaccedilatildeo da fase de Bi3Ni O refinamento realizado pelo Meacutetodo de Rietveld proporcionou a
quantificaccedilatildeo dos paracircmetros cristalograacuteficos tais como paracircmetros de rede volume da ceacutelula
unitaacuteria fraccedilatildeo das fases presentes e tamanho de cristalito Os fatores de qualidade e
convergecircncia alcanccedilaram valores satisfatoacuterios correspondendo a exata simulaccedilatildeo do padratildeo
observado
A anaacutelise teacutermica realizada por meio das medidas de DRX in situ permitiu o estudo da
estabilidade teacutermica e o acompanhamento da evoluccedilatildeo estrutural da amostra em funccedilatildeo da
temperatura Foi possiacutevel identificar duas novas fases presentes o Bi2O3 e Bi12NiO19 nucleadas
agraves custas da fase de Bi3Ni Na temperatura de 350 oC a amostra eacute composta das fases Bi12NiO19
Bi2O3 e Bi
As medidas de DSC realizadas ateacute a temperatura de 550 oC e com quatro diferentes
taxas de aquecimento foram utilizadas para se calcular com o uso da equaccedilatildeo de Kissinger a
energia de ativaccedilatildeo (Ea) necessaacuteria para promover a nucleaccedilatildeo do composto Bi12NiO19 que eacute de
12465 kJmol
O tratamento teacutermico no forno ateacute 800 oC promoveu o relaxamento dos defeitos e
tensotildees causadas durante a moagem mecacircnica e a cristalizaccedilatildeo da fase amorfa natildeo sendo mais
possiacutevel identificar no DRX realizado o perfil referente a essa fase Identificou-se novamente a
fase Bi12NiO19 aleacutem da ocorrecircncia das fases de Bi2O3 e Bi jaacute identificadas nas medidas de
DRX in situ confirmando a consistecircncia dos resultados obtidos por dois ensaios diferentes
Pocircde-se verificar o mesmo fenocircmeno em todos os ensaios que envolveram o
aquecimento da amostra Ao aquecer-se o Bi3Ni ocorre um processo de oxidaccedilatildeo que resulta
na formaccedilatildeo da fase de Bi2O3 e a fase de Bi12NiO19 todas associadas ao consumo de Bi da fase
Bi3Ni
Para realizaccedilatildeo de estudos futuros com o intuito de se obter a fase uacutenica de Bi3Ni
pode-se alterar ligeiramente as massas dos produtos com a adiccedilatildeo de um pouco de niacutequel
67
Pode-se melhorar o controle das condiccedilotildees de realizaccedilatildeo dos tratamentos teacutermicos com o
intuito de se evitar a oxidaccedilatildeo A realizaccedilatildeo de medidas de DSC ateacute a temperatura de 800 0C
poderaacute revelar picos exoteacutermicos e propiciar condiccedilotildees para se calcular a energia necessaacuteria
para promover a cristalizaccedilatildeo da fase amorfa
68
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57
resultante estaacute mostrado em vermelho na Figura 37 e uma representaccedilatildeo da ceacutelula unitaacuteria na
Figura 38 os aacutetomos de oxigecircnio estatildeo representados na cor vermelha e o niacutequel em verde
Figura 37 Padratildeo observado no DRX da amostra em 350 oC em comparaccedilatildeo com o CIF das fases
constituintes
Figura 38 Projeccedilatildeo do eixo a e em perspectiva do Bi12NiO19
10 20 30 40 50 60 70 80
Inte
nsid
ade (
ua
)
2(graus)
350 graus
Bi2O
3
Bi
Bi12
NiO19
20 25 30 35 40 45 50 55
58
O refinamento estrutural utilizando estas fases estaacute mostrado na Figura 39 e os valores
referentes aos paracircmetros de rede obtidos para o refinamento da fase Bi12NiO19 constam na
tabela 6
Figura 39 Padratildeo obtidos no refinamento pelo MR para amostra aquecida a 350 0C
Tabela 6 Paracircmetros da ceacutelula unitaacuteria da estrutura Bi12NiO19
A Figura 40 conteacutem as fotografias retiradas do forno do difratocircmetro antes e apoacutes a
realizaccedilatildeo da medida Eacute possiacutevel verificar que a amostra devido a dilataccedilatildeo volumeacutetrica e a
fusatildeo do bismuto transborda o porta amostra
Paracircmetros de Rede a = b=c=10258(8) Aring
Acircngulos α = β = γ = 900
Volume da ceacutelula 107966(2) Aring3
Grupo de simetria Cuacutebico
Grupo espacial I23
10 20 30 40 50 60 70 80
Inte
nsid
ade (
ua
)
2 (graus)
Calculado
Experimental
Residual
350 0C
20 25 30 35 40 45
59
Figura 40 Fotografia do forno do DRX antes a apoacutes a realizaccedilatildeo das medidas
43 Calorimetria Diferencial de Varredura (DSC)
Com a finalidade de estudar e melhor entender a evoluccedilatildeo estrutural da amostra
observada nas medidas in situ realizou-se medidas DSC conforme descrito nos procedimentos
experimentais a temperatura final foi de 550 oC
Na Figura 41 mostramos as medidas DSC feitas em diferentes taxas de aquecimento
realizadas na amostra moiacuteda por 19 horas Em todas as 4 medidas vemos comportamentos
exoteacutermicos e endoteacutermicos Os picos endoteacutermicos ocorreram a uma temperatura aproximada
de 270 0C temperatura essa equivalente ao ponto de fusatildeo do bismuto e foram atribuiacutedos a
fusatildeo do Bi ocorrida em duas etapas
Comparando-se os resultados obtidos nas medidas in situ onde observamos a nucleaccedilatildeo
de uma nova fase a partir da temperatura de 250 oC com os resultados obtidos no DSC podemos
concluir que o pico exoteacutermico presente no termograma corresponde agrave nucleaccedilatildeo da fase de
Bi2O3
Com a finalidade de calcular a energia de ativaccedilatildeo (Ea) necessaacuteria para promover essa
nucleaccedilatildeo aplicamos a metodologia proposta por Kissinger [2] Conforme indicado na Figura
41 as 4 medidas foram feitas com taxas de aquecimento de 25 5 10 e 20 oCmin
60
A Figura 42 mostra em detalhes a Figura 41 onde vemos os valores das temperaturas
de pico de cristalizaccedilatildeo (Tc) e as referidas taxas de aquecimento (120591) Como era esperado a
medida que a taxa de aquecimento aumenta a temperatura de pico tambem aumenta
Figura 41 Termograma DSC plotados em conjunto para os diferentes fluxos de calor
Figura 42 Espectros DSC com as temperaturas de pico e suas respectivas taxas de aquecimento
100 150 200 250 300 350 400 450 500 550
250Cmin
50Cmin
100Cmin
fluxo d
e c
alo
r (u
a)
Temperatura (0C)
200Cmin
exo
230 235 240 245 250 255 260 265 270 275 280 285
250Cmin
50Cmin
100Cmin
fluxo d
e c
alo
r (u
a )
Temperatura (0C)
242 0C
252 0C
266 0C
278 0C
200Cmin
exo
61
Com os dados fornecidos na Figura 42 pode-se calcular a energia de ativaccedilatildeo referente
a nucleaccedilatildeo da fase de Bi2O3 Plotando-se um graacutefico linear de ln(120591
1198791198882) versus
1
119879119888 onde o
coeficiente angular eacute (minus119864119886
119877) obteacutem-se a energia de ativaccedilatildeo A Figura 43 apresenta a
linearizaccedilatildeo da equaccedilatildeo 16 de onde se obteacutem a energia de ativaccedilatildeo do processo de nucleaccedilatildeo
do Bi2O3
Figura 43 Graacutefico linear do ln(120591
1198791198882) versus
1
119879119888
Logo considerando as relaccedilotildees anteriormente definidas eacute possiacutevel calcular a energia de
ativaccedilatildeo uma vez que m = (minus119864119886
119877) e R = 831 jmol K Desse modo a energia de ativaccedilatildeo
necessaacuteria para promover a nucleaccedilatildeo da fase Bi2O3 eacute de 12465 kJmol
A metodologia proposta permitiria tambeacutem calcular a energia de ativaccedilatildeo necessaacuteria
para cristalizar a fase amorfa as medidas de DSC foram planejadas ateacute a temperatura de
550 oC devido a limitaccedilotildees do equipamento poreacutem como fica evidente na Figura 41 natildeo se
observa nenhum pico exoteacutermico apoacutes os 350 oC que se possa estar associado a cristalizaccedilatildeo da
fase amorfa O pico exoteacutermico existente como jaacute mencionado ocorreu a uma temperatura que
variou de 242 0C agrave 278 0C e refere-se agrave nucleaccedilatildeo de fase
182 184 186 188 190 192 194
-115
-110
-105
-100
-95
ln (
T2 c)
1Tc (10
-3 k
-1)
62
44 Tratamento teacutermico
Apoacutes a realizaccedilatildeo das medidas de DRX in situ e das medidas de DSC a fase amorfa
ainda se encontrava presente assim foi realizado um tratamento teacutermico com a finalidade de
promover a cristalizaccedilatildeo da fase amorfa presente
O tratamento teacutermico foi realizado a uma taxa constante de 10 0Cmim ateacute a temperatura
de 800 0C com a atmosfera protegida por gaacutes argocircnio Na Figura 44 apresenta-se o difratograma
da amostra realizado apoacutes o do tratamento teacutermico vemos no detalhe que a acentuada elevaccedilatildeo
na linha de base entre a faixa de 2θ que vai de aproximadamente 26deg agrave 36deg e que corresponde
a fase amorfa desapareceu completamente
Figura 44 Difratograma da amostra apoacutes tratamento teacutermico
Para a amostra tratada termicamente foram identificadas trecircs fases similar ao observado
nas medias in situ a 350 oC foram identificadas a fase cuacutebica Bi12NiO19 a fase tetragonal de
Bi2O3 (ICSD no 41764) e a fase romboeacutedrica de Bismuto (ICSD no 64703) Na Figura 45
apresentamos o padratildeo observado plotado juntamente com o CIF das 3 fases identificadas
10 20 30 40 50 60 70 80
Inte
nsid
ad
e (
ua
)
2 (graus)
Pos Tratamento Teacutermico
20 25 30 35 40 45 50 55 60
63
Figura 45 Difratograma da amostra apoacutes tratamento teacutermico em conjunto com os CIFs de Bi Bi2O3 e
Bi12NiO19
Pode-se verificar no padratildeo do difratograma da Figura 45 que pelo formato da linha de
base obtida ocorreu a cristalizaccedilatildeo da fase amorfa e as fases identificadas correspondem aos
picos presentes no DRX da amostra
O refinamento realizado pelo MR confirmou a identificaccedilatildeo das fases contidas na
amostra no sentido da exata correspondecircncia entre os picos obtidos nos padrotildees calculados e
observados As fraccedilotildees das fases da amostra que sofreu tratamento teacutermico em comparaccedilatildeo com
as fraccedilotildees obtidas no DRX in situ estatildeo apresentados na tabela 7
Tabela 7 Fraccedilotildees das fases apoacutes tratamento teacutermico e DRX in situ a 350 oC
Fraccedilatildeo das fases Tratamento Teacutermico DRX in situ a 350 oC
Bi12NiO19 90 137
Bi2O3 89 20
Bi 11 663
10 20 30 40 50 60 70 80
Inte
nsid
ade (
ua
)
2 (graus)
Observado
Bi
Bi2O
3
Bi12
NiO19
25 30 35 40 45 50 55
64
O aumento da temperatura propicia a nucleaccedilatildeo das fases de Bi2O3 e Bi12NiO19 em
detrimento da diminuiccedilatildeo da fase Bi3Ni
O refinamento pelo meacutetodo de Rietveld para amostra que sofreu tratamento teacutermico
apresentou uma boa concordacircncia para os perfis calculado e experimental Nesse refinamento
foi utilizado o CIF modificado de Bi12NiO19 Na Figura 46 temos o padratildeo experimental e o
calculado obtidos no refinamento pelo MR
Figura 46 Padratildeo observado e experimental refinado pelo MR para amostra tratada termicamente
Compara-se na Figura 47 os difratogramas obtidos para amostra tratada termicamente e
para o DRX in situ a temperatura de 350 oC eacute possiacutevel identificar a correspondecircncia entre os
picos entretanto eacute notaacutevel a diferenccedila na linha de base do difratograma referente ao DRX in
situ contra o DRX da amostra submetida a tratamento teacutermico Pode-se concluir que para
ocorrer a cristalizaccedilatildeo da fase amorfa eacute necessaacuterio que a temperatura do tratamento teacutermico seja
superior a 550 0C
10 20 30 40 50 60 70 80
Inte
nsid
ade (
ua
)
2 (graus)
Calculado
Experimental
Residual
Pos Tratamento Teacutermico
65
Outro fenocircmeno perceptiacutevel eacute o deslocamento em 2θ da posiccedilatildeo dos picos O
difratograma da amostra que foi ao forno do DRX tem a posiccedilatildeo dos seus picos deslocados para
direita em comparaccedilatildeo ao observado no CIF do Bi12NiO19 e no DRX da amostra que passou
por tratamento teacutermico Podemos associar esse deslocamento a contraccedilatildeo do volume da ceacutelula
unitaacuteria Considerando o valor padratildeo do volume do composto Bi12NiO19 constante na tabela
5 ocorreu uma reduccedilatildeo de volume de aproximadamente 155 para amostra tratada
termicamente e uma variaccedilatildeo positiva de 005 para amostra do DRX in situ Na Figura 47
plotamos juntos os difratogramas da amostra tratada termicamente da amostra que realizou a
medida in situ a 350 0C e o CIF do Bi12NiO19
Figura 47 Difratogramas das amostras apoacutes tratamento teacutermico e DRX in situ em conjunto com o
CIF do Bi12NiO19
O tratamento teacutermico realizado produziu o resultado esperado cristalizando a fase
amorfa As fases presentes na amostra apoacutes a realizaccedilatildeo do tratamento estatildeo em conformidade
agraves encontradas nas medidas de DRX in situ
20 30 40 50 60 70 80
Bi
Inte
nsid
ade (
u a)
2 (graus)
Bi
20 25 30 35 40 45
66
5 CONCLUSAtildeO
A sintetizaccedilatildeo do composto nanoestruturado de Bi3Ni foi realizado de modo eficiente
apoacutes 13 horas de moagem mecacircnica
As medidas de difraccedilatildeo de Raio X possibilitaram acompanhar a evoluccedilatildeo estrutural e a
nucleaccedilatildeo da fase de Bi3Ni O refinamento realizado pelo Meacutetodo de Rietveld proporcionou a
quantificaccedilatildeo dos paracircmetros cristalograacuteficos tais como paracircmetros de rede volume da ceacutelula
unitaacuteria fraccedilatildeo das fases presentes e tamanho de cristalito Os fatores de qualidade e
convergecircncia alcanccedilaram valores satisfatoacuterios correspondendo a exata simulaccedilatildeo do padratildeo
observado
A anaacutelise teacutermica realizada por meio das medidas de DRX in situ permitiu o estudo da
estabilidade teacutermica e o acompanhamento da evoluccedilatildeo estrutural da amostra em funccedilatildeo da
temperatura Foi possiacutevel identificar duas novas fases presentes o Bi2O3 e Bi12NiO19 nucleadas
agraves custas da fase de Bi3Ni Na temperatura de 350 oC a amostra eacute composta das fases Bi12NiO19
Bi2O3 e Bi
As medidas de DSC realizadas ateacute a temperatura de 550 oC e com quatro diferentes
taxas de aquecimento foram utilizadas para se calcular com o uso da equaccedilatildeo de Kissinger a
energia de ativaccedilatildeo (Ea) necessaacuteria para promover a nucleaccedilatildeo do composto Bi12NiO19 que eacute de
12465 kJmol
O tratamento teacutermico no forno ateacute 800 oC promoveu o relaxamento dos defeitos e
tensotildees causadas durante a moagem mecacircnica e a cristalizaccedilatildeo da fase amorfa natildeo sendo mais
possiacutevel identificar no DRX realizado o perfil referente a essa fase Identificou-se novamente a
fase Bi12NiO19 aleacutem da ocorrecircncia das fases de Bi2O3 e Bi jaacute identificadas nas medidas de
DRX in situ confirmando a consistecircncia dos resultados obtidos por dois ensaios diferentes
Pocircde-se verificar o mesmo fenocircmeno em todos os ensaios que envolveram o
aquecimento da amostra Ao aquecer-se o Bi3Ni ocorre um processo de oxidaccedilatildeo que resulta
na formaccedilatildeo da fase de Bi2O3 e a fase de Bi12NiO19 todas associadas ao consumo de Bi da fase
Bi3Ni
Para realizaccedilatildeo de estudos futuros com o intuito de se obter a fase uacutenica de Bi3Ni
pode-se alterar ligeiramente as massas dos produtos com a adiccedilatildeo de um pouco de niacutequel
67
Pode-se melhorar o controle das condiccedilotildees de realizaccedilatildeo dos tratamentos teacutermicos com o
intuito de se evitar a oxidaccedilatildeo A realizaccedilatildeo de medidas de DSC ateacute a temperatura de 800 0C
poderaacute revelar picos exoteacutermicos e propiciar condiccedilotildees para se calcular a energia necessaacuteria
para promover a cristalizaccedilatildeo da fase amorfa
68
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58
O refinamento estrutural utilizando estas fases estaacute mostrado na Figura 39 e os valores
referentes aos paracircmetros de rede obtidos para o refinamento da fase Bi12NiO19 constam na
tabela 6
Figura 39 Padratildeo obtidos no refinamento pelo MR para amostra aquecida a 350 0C
Tabela 6 Paracircmetros da ceacutelula unitaacuteria da estrutura Bi12NiO19
A Figura 40 conteacutem as fotografias retiradas do forno do difratocircmetro antes e apoacutes a
realizaccedilatildeo da medida Eacute possiacutevel verificar que a amostra devido a dilataccedilatildeo volumeacutetrica e a
fusatildeo do bismuto transborda o porta amostra
Paracircmetros de Rede a = b=c=10258(8) Aring
Acircngulos α = β = γ = 900
Volume da ceacutelula 107966(2) Aring3
Grupo de simetria Cuacutebico
Grupo espacial I23
10 20 30 40 50 60 70 80
Inte
nsid
ade (
ua
)
2 (graus)
Calculado
Experimental
Residual
350 0C
20 25 30 35 40 45
59
Figura 40 Fotografia do forno do DRX antes a apoacutes a realizaccedilatildeo das medidas
43 Calorimetria Diferencial de Varredura (DSC)
Com a finalidade de estudar e melhor entender a evoluccedilatildeo estrutural da amostra
observada nas medidas in situ realizou-se medidas DSC conforme descrito nos procedimentos
experimentais a temperatura final foi de 550 oC
Na Figura 41 mostramos as medidas DSC feitas em diferentes taxas de aquecimento
realizadas na amostra moiacuteda por 19 horas Em todas as 4 medidas vemos comportamentos
exoteacutermicos e endoteacutermicos Os picos endoteacutermicos ocorreram a uma temperatura aproximada
de 270 0C temperatura essa equivalente ao ponto de fusatildeo do bismuto e foram atribuiacutedos a
fusatildeo do Bi ocorrida em duas etapas
Comparando-se os resultados obtidos nas medidas in situ onde observamos a nucleaccedilatildeo
de uma nova fase a partir da temperatura de 250 oC com os resultados obtidos no DSC podemos
concluir que o pico exoteacutermico presente no termograma corresponde agrave nucleaccedilatildeo da fase de
Bi2O3
Com a finalidade de calcular a energia de ativaccedilatildeo (Ea) necessaacuteria para promover essa
nucleaccedilatildeo aplicamos a metodologia proposta por Kissinger [2] Conforme indicado na Figura
41 as 4 medidas foram feitas com taxas de aquecimento de 25 5 10 e 20 oCmin
60
A Figura 42 mostra em detalhes a Figura 41 onde vemos os valores das temperaturas
de pico de cristalizaccedilatildeo (Tc) e as referidas taxas de aquecimento (120591) Como era esperado a
medida que a taxa de aquecimento aumenta a temperatura de pico tambem aumenta
Figura 41 Termograma DSC plotados em conjunto para os diferentes fluxos de calor
Figura 42 Espectros DSC com as temperaturas de pico e suas respectivas taxas de aquecimento
100 150 200 250 300 350 400 450 500 550
250Cmin
50Cmin
100Cmin
fluxo d
e c
alo
r (u
a)
Temperatura (0C)
200Cmin
exo
230 235 240 245 250 255 260 265 270 275 280 285
250Cmin
50Cmin
100Cmin
fluxo d
e c
alo
r (u
a )
Temperatura (0C)
242 0C
252 0C
266 0C
278 0C
200Cmin
exo
61
Com os dados fornecidos na Figura 42 pode-se calcular a energia de ativaccedilatildeo referente
a nucleaccedilatildeo da fase de Bi2O3 Plotando-se um graacutefico linear de ln(120591
1198791198882) versus
1
119879119888 onde o
coeficiente angular eacute (minus119864119886
119877) obteacutem-se a energia de ativaccedilatildeo A Figura 43 apresenta a
linearizaccedilatildeo da equaccedilatildeo 16 de onde se obteacutem a energia de ativaccedilatildeo do processo de nucleaccedilatildeo
do Bi2O3
Figura 43 Graacutefico linear do ln(120591
1198791198882) versus
1
119879119888
Logo considerando as relaccedilotildees anteriormente definidas eacute possiacutevel calcular a energia de
ativaccedilatildeo uma vez que m = (minus119864119886
119877) e R = 831 jmol K Desse modo a energia de ativaccedilatildeo
necessaacuteria para promover a nucleaccedilatildeo da fase Bi2O3 eacute de 12465 kJmol
A metodologia proposta permitiria tambeacutem calcular a energia de ativaccedilatildeo necessaacuteria
para cristalizar a fase amorfa as medidas de DSC foram planejadas ateacute a temperatura de
550 oC devido a limitaccedilotildees do equipamento poreacutem como fica evidente na Figura 41 natildeo se
observa nenhum pico exoteacutermico apoacutes os 350 oC que se possa estar associado a cristalizaccedilatildeo da
fase amorfa O pico exoteacutermico existente como jaacute mencionado ocorreu a uma temperatura que
variou de 242 0C agrave 278 0C e refere-se agrave nucleaccedilatildeo de fase
182 184 186 188 190 192 194
-115
-110
-105
-100
-95
ln (
T2 c)
1Tc (10
-3 k
-1)
62
44 Tratamento teacutermico
Apoacutes a realizaccedilatildeo das medidas de DRX in situ e das medidas de DSC a fase amorfa
ainda se encontrava presente assim foi realizado um tratamento teacutermico com a finalidade de
promover a cristalizaccedilatildeo da fase amorfa presente
O tratamento teacutermico foi realizado a uma taxa constante de 10 0Cmim ateacute a temperatura
de 800 0C com a atmosfera protegida por gaacutes argocircnio Na Figura 44 apresenta-se o difratograma
da amostra realizado apoacutes o do tratamento teacutermico vemos no detalhe que a acentuada elevaccedilatildeo
na linha de base entre a faixa de 2θ que vai de aproximadamente 26deg agrave 36deg e que corresponde
a fase amorfa desapareceu completamente
Figura 44 Difratograma da amostra apoacutes tratamento teacutermico
Para a amostra tratada termicamente foram identificadas trecircs fases similar ao observado
nas medias in situ a 350 oC foram identificadas a fase cuacutebica Bi12NiO19 a fase tetragonal de
Bi2O3 (ICSD no 41764) e a fase romboeacutedrica de Bismuto (ICSD no 64703) Na Figura 45
apresentamos o padratildeo observado plotado juntamente com o CIF das 3 fases identificadas
10 20 30 40 50 60 70 80
Inte
nsid
ad
e (
ua
)
2 (graus)
Pos Tratamento Teacutermico
20 25 30 35 40 45 50 55 60
63
Figura 45 Difratograma da amostra apoacutes tratamento teacutermico em conjunto com os CIFs de Bi Bi2O3 e
Bi12NiO19
Pode-se verificar no padratildeo do difratograma da Figura 45 que pelo formato da linha de
base obtida ocorreu a cristalizaccedilatildeo da fase amorfa e as fases identificadas correspondem aos
picos presentes no DRX da amostra
O refinamento realizado pelo MR confirmou a identificaccedilatildeo das fases contidas na
amostra no sentido da exata correspondecircncia entre os picos obtidos nos padrotildees calculados e
observados As fraccedilotildees das fases da amostra que sofreu tratamento teacutermico em comparaccedilatildeo com
as fraccedilotildees obtidas no DRX in situ estatildeo apresentados na tabela 7
Tabela 7 Fraccedilotildees das fases apoacutes tratamento teacutermico e DRX in situ a 350 oC
Fraccedilatildeo das fases Tratamento Teacutermico DRX in situ a 350 oC
Bi12NiO19 90 137
Bi2O3 89 20
Bi 11 663
10 20 30 40 50 60 70 80
Inte
nsid
ade (
ua
)
2 (graus)
Observado
Bi
Bi2O
3
Bi12
NiO19
25 30 35 40 45 50 55
64
O aumento da temperatura propicia a nucleaccedilatildeo das fases de Bi2O3 e Bi12NiO19 em
detrimento da diminuiccedilatildeo da fase Bi3Ni
O refinamento pelo meacutetodo de Rietveld para amostra que sofreu tratamento teacutermico
apresentou uma boa concordacircncia para os perfis calculado e experimental Nesse refinamento
foi utilizado o CIF modificado de Bi12NiO19 Na Figura 46 temos o padratildeo experimental e o
calculado obtidos no refinamento pelo MR
Figura 46 Padratildeo observado e experimental refinado pelo MR para amostra tratada termicamente
Compara-se na Figura 47 os difratogramas obtidos para amostra tratada termicamente e
para o DRX in situ a temperatura de 350 oC eacute possiacutevel identificar a correspondecircncia entre os
picos entretanto eacute notaacutevel a diferenccedila na linha de base do difratograma referente ao DRX in
situ contra o DRX da amostra submetida a tratamento teacutermico Pode-se concluir que para
ocorrer a cristalizaccedilatildeo da fase amorfa eacute necessaacuterio que a temperatura do tratamento teacutermico seja
superior a 550 0C
10 20 30 40 50 60 70 80
Inte
nsid
ade (
ua
)
2 (graus)
Calculado
Experimental
Residual
Pos Tratamento Teacutermico
65
Outro fenocircmeno perceptiacutevel eacute o deslocamento em 2θ da posiccedilatildeo dos picos O
difratograma da amostra que foi ao forno do DRX tem a posiccedilatildeo dos seus picos deslocados para
direita em comparaccedilatildeo ao observado no CIF do Bi12NiO19 e no DRX da amostra que passou
por tratamento teacutermico Podemos associar esse deslocamento a contraccedilatildeo do volume da ceacutelula
unitaacuteria Considerando o valor padratildeo do volume do composto Bi12NiO19 constante na tabela
5 ocorreu uma reduccedilatildeo de volume de aproximadamente 155 para amostra tratada
termicamente e uma variaccedilatildeo positiva de 005 para amostra do DRX in situ Na Figura 47
plotamos juntos os difratogramas da amostra tratada termicamente da amostra que realizou a
medida in situ a 350 0C e o CIF do Bi12NiO19
Figura 47 Difratogramas das amostras apoacutes tratamento teacutermico e DRX in situ em conjunto com o
CIF do Bi12NiO19
O tratamento teacutermico realizado produziu o resultado esperado cristalizando a fase
amorfa As fases presentes na amostra apoacutes a realizaccedilatildeo do tratamento estatildeo em conformidade
agraves encontradas nas medidas de DRX in situ
20 30 40 50 60 70 80
Bi
Inte
nsid
ade (
u a)
2 (graus)
Bi
20 25 30 35 40 45
66
5 CONCLUSAtildeO
A sintetizaccedilatildeo do composto nanoestruturado de Bi3Ni foi realizado de modo eficiente
apoacutes 13 horas de moagem mecacircnica
As medidas de difraccedilatildeo de Raio X possibilitaram acompanhar a evoluccedilatildeo estrutural e a
nucleaccedilatildeo da fase de Bi3Ni O refinamento realizado pelo Meacutetodo de Rietveld proporcionou a
quantificaccedilatildeo dos paracircmetros cristalograacuteficos tais como paracircmetros de rede volume da ceacutelula
unitaacuteria fraccedilatildeo das fases presentes e tamanho de cristalito Os fatores de qualidade e
convergecircncia alcanccedilaram valores satisfatoacuterios correspondendo a exata simulaccedilatildeo do padratildeo
observado
A anaacutelise teacutermica realizada por meio das medidas de DRX in situ permitiu o estudo da
estabilidade teacutermica e o acompanhamento da evoluccedilatildeo estrutural da amostra em funccedilatildeo da
temperatura Foi possiacutevel identificar duas novas fases presentes o Bi2O3 e Bi12NiO19 nucleadas
agraves custas da fase de Bi3Ni Na temperatura de 350 oC a amostra eacute composta das fases Bi12NiO19
Bi2O3 e Bi
As medidas de DSC realizadas ateacute a temperatura de 550 oC e com quatro diferentes
taxas de aquecimento foram utilizadas para se calcular com o uso da equaccedilatildeo de Kissinger a
energia de ativaccedilatildeo (Ea) necessaacuteria para promover a nucleaccedilatildeo do composto Bi12NiO19 que eacute de
12465 kJmol
O tratamento teacutermico no forno ateacute 800 oC promoveu o relaxamento dos defeitos e
tensotildees causadas durante a moagem mecacircnica e a cristalizaccedilatildeo da fase amorfa natildeo sendo mais
possiacutevel identificar no DRX realizado o perfil referente a essa fase Identificou-se novamente a
fase Bi12NiO19 aleacutem da ocorrecircncia das fases de Bi2O3 e Bi jaacute identificadas nas medidas de
DRX in situ confirmando a consistecircncia dos resultados obtidos por dois ensaios diferentes
Pocircde-se verificar o mesmo fenocircmeno em todos os ensaios que envolveram o
aquecimento da amostra Ao aquecer-se o Bi3Ni ocorre um processo de oxidaccedilatildeo que resulta
na formaccedilatildeo da fase de Bi2O3 e a fase de Bi12NiO19 todas associadas ao consumo de Bi da fase
Bi3Ni
Para realizaccedilatildeo de estudos futuros com o intuito de se obter a fase uacutenica de Bi3Ni
pode-se alterar ligeiramente as massas dos produtos com a adiccedilatildeo de um pouco de niacutequel
67
Pode-se melhorar o controle das condiccedilotildees de realizaccedilatildeo dos tratamentos teacutermicos com o
intuito de se evitar a oxidaccedilatildeo A realizaccedilatildeo de medidas de DSC ateacute a temperatura de 800 0C
poderaacute revelar picos exoteacutermicos e propiciar condiccedilotildees para se calcular a energia necessaacuteria
para promover a cristalizaccedilatildeo da fase amorfa
68
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59
Figura 40 Fotografia do forno do DRX antes a apoacutes a realizaccedilatildeo das medidas
43 Calorimetria Diferencial de Varredura (DSC)
Com a finalidade de estudar e melhor entender a evoluccedilatildeo estrutural da amostra
observada nas medidas in situ realizou-se medidas DSC conforme descrito nos procedimentos
experimentais a temperatura final foi de 550 oC
Na Figura 41 mostramos as medidas DSC feitas em diferentes taxas de aquecimento
realizadas na amostra moiacuteda por 19 horas Em todas as 4 medidas vemos comportamentos
exoteacutermicos e endoteacutermicos Os picos endoteacutermicos ocorreram a uma temperatura aproximada
de 270 0C temperatura essa equivalente ao ponto de fusatildeo do bismuto e foram atribuiacutedos a
fusatildeo do Bi ocorrida em duas etapas
Comparando-se os resultados obtidos nas medidas in situ onde observamos a nucleaccedilatildeo
de uma nova fase a partir da temperatura de 250 oC com os resultados obtidos no DSC podemos
concluir que o pico exoteacutermico presente no termograma corresponde agrave nucleaccedilatildeo da fase de
Bi2O3
Com a finalidade de calcular a energia de ativaccedilatildeo (Ea) necessaacuteria para promover essa
nucleaccedilatildeo aplicamos a metodologia proposta por Kissinger [2] Conforme indicado na Figura
41 as 4 medidas foram feitas com taxas de aquecimento de 25 5 10 e 20 oCmin
60
A Figura 42 mostra em detalhes a Figura 41 onde vemos os valores das temperaturas
de pico de cristalizaccedilatildeo (Tc) e as referidas taxas de aquecimento (120591) Como era esperado a
medida que a taxa de aquecimento aumenta a temperatura de pico tambem aumenta
Figura 41 Termograma DSC plotados em conjunto para os diferentes fluxos de calor
Figura 42 Espectros DSC com as temperaturas de pico e suas respectivas taxas de aquecimento
100 150 200 250 300 350 400 450 500 550
250Cmin
50Cmin
100Cmin
fluxo d
e c
alo
r (u
a)
Temperatura (0C)
200Cmin
exo
230 235 240 245 250 255 260 265 270 275 280 285
250Cmin
50Cmin
100Cmin
fluxo d
e c
alo
r (u
a )
Temperatura (0C)
242 0C
252 0C
266 0C
278 0C
200Cmin
exo
61
Com os dados fornecidos na Figura 42 pode-se calcular a energia de ativaccedilatildeo referente
a nucleaccedilatildeo da fase de Bi2O3 Plotando-se um graacutefico linear de ln(120591
1198791198882) versus
1
119879119888 onde o
coeficiente angular eacute (minus119864119886
119877) obteacutem-se a energia de ativaccedilatildeo A Figura 43 apresenta a
linearizaccedilatildeo da equaccedilatildeo 16 de onde se obteacutem a energia de ativaccedilatildeo do processo de nucleaccedilatildeo
do Bi2O3
Figura 43 Graacutefico linear do ln(120591
1198791198882) versus
1
119879119888
Logo considerando as relaccedilotildees anteriormente definidas eacute possiacutevel calcular a energia de
ativaccedilatildeo uma vez que m = (minus119864119886
119877) e R = 831 jmol K Desse modo a energia de ativaccedilatildeo
necessaacuteria para promover a nucleaccedilatildeo da fase Bi2O3 eacute de 12465 kJmol
A metodologia proposta permitiria tambeacutem calcular a energia de ativaccedilatildeo necessaacuteria
para cristalizar a fase amorfa as medidas de DSC foram planejadas ateacute a temperatura de
550 oC devido a limitaccedilotildees do equipamento poreacutem como fica evidente na Figura 41 natildeo se
observa nenhum pico exoteacutermico apoacutes os 350 oC que se possa estar associado a cristalizaccedilatildeo da
fase amorfa O pico exoteacutermico existente como jaacute mencionado ocorreu a uma temperatura que
variou de 242 0C agrave 278 0C e refere-se agrave nucleaccedilatildeo de fase
182 184 186 188 190 192 194
-115
-110
-105
-100
-95
ln (
T2 c)
1Tc (10
-3 k
-1)
62
44 Tratamento teacutermico
Apoacutes a realizaccedilatildeo das medidas de DRX in situ e das medidas de DSC a fase amorfa
ainda se encontrava presente assim foi realizado um tratamento teacutermico com a finalidade de
promover a cristalizaccedilatildeo da fase amorfa presente
O tratamento teacutermico foi realizado a uma taxa constante de 10 0Cmim ateacute a temperatura
de 800 0C com a atmosfera protegida por gaacutes argocircnio Na Figura 44 apresenta-se o difratograma
da amostra realizado apoacutes o do tratamento teacutermico vemos no detalhe que a acentuada elevaccedilatildeo
na linha de base entre a faixa de 2θ que vai de aproximadamente 26deg agrave 36deg e que corresponde
a fase amorfa desapareceu completamente
Figura 44 Difratograma da amostra apoacutes tratamento teacutermico
Para a amostra tratada termicamente foram identificadas trecircs fases similar ao observado
nas medias in situ a 350 oC foram identificadas a fase cuacutebica Bi12NiO19 a fase tetragonal de
Bi2O3 (ICSD no 41764) e a fase romboeacutedrica de Bismuto (ICSD no 64703) Na Figura 45
apresentamos o padratildeo observado plotado juntamente com o CIF das 3 fases identificadas
10 20 30 40 50 60 70 80
Inte
nsid
ad
e (
ua
)
2 (graus)
Pos Tratamento Teacutermico
20 25 30 35 40 45 50 55 60
63
Figura 45 Difratograma da amostra apoacutes tratamento teacutermico em conjunto com os CIFs de Bi Bi2O3 e
Bi12NiO19
Pode-se verificar no padratildeo do difratograma da Figura 45 que pelo formato da linha de
base obtida ocorreu a cristalizaccedilatildeo da fase amorfa e as fases identificadas correspondem aos
picos presentes no DRX da amostra
O refinamento realizado pelo MR confirmou a identificaccedilatildeo das fases contidas na
amostra no sentido da exata correspondecircncia entre os picos obtidos nos padrotildees calculados e
observados As fraccedilotildees das fases da amostra que sofreu tratamento teacutermico em comparaccedilatildeo com
as fraccedilotildees obtidas no DRX in situ estatildeo apresentados na tabela 7
Tabela 7 Fraccedilotildees das fases apoacutes tratamento teacutermico e DRX in situ a 350 oC
Fraccedilatildeo das fases Tratamento Teacutermico DRX in situ a 350 oC
Bi12NiO19 90 137
Bi2O3 89 20
Bi 11 663
10 20 30 40 50 60 70 80
Inte
nsid
ade (
ua
)
2 (graus)
Observado
Bi
Bi2O
3
Bi12
NiO19
25 30 35 40 45 50 55
64
O aumento da temperatura propicia a nucleaccedilatildeo das fases de Bi2O3 e Bi12NiO19 em
detrimento da diminuiccedilatildeo da fase Bi3Ni
O refinamento pelo meacutetodo de Rietveld para amostra que sofreu tratamento teacutermico
apresentou uma boa concordacircncia para os perfis calculado e experimental Nesse refinamento
foi utilizado o CIF modificado de Bi12NiO19 Na Figura 46 temos o padratildeo experimental e o
calculado obtidos no refinamento pelo MR
Figura 46 Padratildeo observado e experimental refinado pelo MR para amostra tratada termicamente
Compara-se na Figura 47 os difratogramas obtidos para amostra tratada termicamente e
para o DRX in situ a temperatura de 350 oC eacute possiacutevel identificar a correspondecircncia entre os
picos entretanto eacute notaacutevel a diferenccedila na linha de base do difratograma referente ao DRX in
situ contra o DRX da amostra submetida a tratamento teacutermico Pode-se concluir que para
ocorrer a cristalizaccedilatildeo da fase amorfa eacute necessaacuterio que a temperatura do tratamento teacutermico seja
superior a 550 0C
10 20 30 40 50 60 70 80
Inte
nsid
ade (
ua
)
2 (graus)
Calculado
Experimental
Residual
Pos Tratamento Teacutermico
65
Outro fenocircmeno perceptiacutevel eacute o deslocamento em 2θ da posiccedilatildeo dos picos O
difratograma da amostra que foi ao forno do DRX tem a posiccedilatildeo dos seus picos deslocados para
direita em comparaccedilatildeo ao observado no CIF do Bi12NiO19 e no DRX da amostra que passou
por tratamento teacutermico Podemos associar esse deslocamento a contraccedilatildeo do volume da ceacutelula
unitaacuteria Considerando o valor padratildeo do volume do composto Bi12NiO19 constante na tabela
5 ocorreu uma reduccedilatildeo de volume de aproximadamente 155 para amostra tratada
termicamente e uma variaccedilatildeo positiva de 005 para amostra do DRX in situ Na Figura 47
plotamos juntos os difratogramas da amostra tratada termicamente da amostra que realizou a
medida in situ a 350 0C e o CIF do Bi12NiO19
Figura 47 Difratogramas das amostras apoacutes tratamento teacutermico e DRX in situ em conjunto com o
CIF do Bi12NiO19
O tratamento teacutermico realizado produziu o resultado esperado cristalizando a fase
amorfa As fases presentes na amostra apoacutes a realizaccedilatildeo do tratamento estatildeo em conformidade
agraves encontradas nas medidas de DRX in situ
20 30 40 50 60 70 80
Bi
Inte
nsid
ade (
u a)
2 (graus)
Bi
20 25 30 35 40 45
66
5 CONCLUSAtildeO
A sintetizaccedilatildeo do composto nanoestruturado de Bi3Ni foi realizado de modo eficiente
apoacutes 13 horas de moagem mecacircnica
As medidas de difraccedilatildeo de Raio X possibilitaram acompanhar a evoluccedilatildeo estrutural e a
nucleaccedilatildeo da fase de Bi3Ni O refinamento realizado pelo Meacutetodo de Rietveld proporcionou a
quantificaccedilatildeo dos paracircmetros cristalograacuteficos tais como paracircmetros de rede volume da ceacutelula
unitaacuteria fraccedilatildeo das fases presentes e tamanho de cristalito Os fatores de qualidade e
convergecircncia alcanccedilaram valores satisfatoacuterios correspondendo a exata simulaccedilatildeo do padratildeo
observado
A anaacutelise teacutermica realizada por meio das medidas de DRX in situ permitiu o estudo da
estabilidade teacutermica e o acompanhamento da evoluccedilatildeo estrutural da amostra em funccedilatildeo da
temperatura Foi possiacutevel identificar duas novas fases presentes o Bi2O3 e Bi12NiO19 nucleadas
agraves custas da fase de Bi3Ni Na temperatura de 350 oC a amostra eacute composta das fases Bi12NiO19
Bi2O3 e Bi
As medidas de DSC realizadas ateacute a temperatura de 550 oC e com quatro diferentes
taxas de aquecimento foram utilizadas para se calcular com o uso da equaccedilatildeo de Kissinger a
energia de ativaccedilatildeo (Ea) necessaacuteria para promover a nucleaccedilatildeo do composto Bi12NiO19 que eacute de
12465 kJmol
O tratamento teacutermico no forno ateacute 800 oC promoveu o relaxamento dos defeitos e
tensotildees causadas durante a moagem mecacircnica e a cristalizaccedilatildeo da fase amorfa natildeo sendo mais
possiacutevel identificar no DRX realizado o perfil referente a essa fase Identificou-se novamente a
fase Bi12NiO19 aleacutem da ocorrecircncia das fases de Bi2O3 e Bi jaacute identificadas nas medidas de
DRX in situ confirmando a consistecircncia dos resultados obtidos por dois ensaios diferentes
Pocircde-se verificar o mesmo fenocircmeno em todos os ensaios que envolveram o
aquecimento da amostra Ao aquecer-se o Bi3Ni ocorre um processo de oxidaccedilatildeo que resulta
na formaccedilatildeo da fase de Bi2O3 e a fase de Bi12NiO19 todas associadas ao consumo de Bi da fase
Bi3Ni
Para realizaccedilatildeo de estudos futuros com o intuito de se obter a fase uacutenica de Bi3Ni
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A Figura 42 mostra em detalhes a Figura 41 onde vemos os valores das temperaturas
de pico de cristalizaccedilatildeo (Tc) e as referidas taxas de aquecimento (120591) Como era esperado a
medida que a taxa de aquecimento aumenta a temperatura de pico tambem aumenta
Figura 41 Termograma DSC plotados em conjunto para os diferentes fluxos de calor
Figura 42 Espectros DSC com as temperaturas de pico e suas respectivas taxas de aquecimento
100 150 200 250 300 350 400 450 500 550
250Cmin
50Cmin
100Cmin
fluxo d
e c
alo
r (u
a)
Temperatura (0C)
200Cmin
exo
230 235 240 245 250 255 260 265 270 275 280 285
250Cmin
50Cmin
100Cmin
fluxo d
e c
alo
r (u
a )
Temperatura (0C)
242 0C
252 0C
266 0C
278 0C
200Cmin
exo
61
Com os dados fornecidos na Figura 42 pode-se calcular a energia de ativaccedilatildeo referente
a nucleaccedilatildeo da fase de Bi2O3 Plotando-se um graacutefico linear de ln(120591
1198791198882) versus
1
119879119888 onde o
coeficiente angular eacute (minus119864119886
119877) obteacutem-se a energia de ativaccedilatildeo A Figura 43 apresenta a
linearizaccedilatildeo da equaccedilatildeo 16 de onde se obteacutem a energia de ativaccedilatildeo do processo de nucleaccedilatildeo
do Bi2O3
Figura 43 Graacutefico linear do ln(120591
1198791198882) versus
1
119879119888
Logo considerando as relaccedilotildees anteriormente definidas eacute possiacutevel calcular a energia de
ativaccedilatildeo uma vez que m = (minus119864119886
119877) e R = 831 jmol K Desse modo a energia de ativaccedilatildeo
necessaacuteria para promover a nucleaccedilatildeo da fase Bi2O3 eacute de 12465 kJmol
A metodologia proposta permitiria tambeacutem calcular a energia de ativaccedilatildeo necessaacuteria
para cristalizar a fase amorfa as medidas de DSC foram planejadas ateacute a temperatura de
550 oC devido a limitaccedilotildees do equipamento poreacutem como fica evidente na Figura 41 natildeo se
observa nenhum pico exoteacutermico apoacutes os 350 oC que se possa estar associado a cristalizaccedilatildeo da
fase amorfa O pico exoteacutermico existente como jaacute mencionado ocorreu a uma temperatura que
variou de 242 0C agrave 278 0C e refere-se agrave nucleaccedilatildeo de fase
182 184 186 188 190 192 194
-115
-110
-105
-100
-95
ln (
T2 c)
1Tc (10
-3 k
-1)
62
44 Tratamento teacutermico
Apoacutes a realizaccedilatildeo das medidas de DRX in situ e das medidas de DSC a fase amorfa
ainda se encontrava presente assim foi realizado um tratamento teacutermico com a finalidade de
promover a cristalizaccedilatildeo da fase amorfa presente
O tratamento teacutermico foi realizado a uma taxa constante de 10 0Cmim ateacute a temperatura
de 800 0C com a atmosfera protegida por gaacutes argocircnio Na Figura 44 apresenta-se o difratograma
da amostra realizado apoacutes o do tratamento teacutermico vemos no detalhe que a acentuada elevaccedilatildeo
na linha de base entre a faixa de 2θ que vai de aproximadamente 26deg agrave 36deg e que corresponde
a fase amorfa desapareceu completamente
Figura 44 Difratograma da amostra apoacutes tratamento teacutermico
Para a amostra tratada termicamente foram identificadas trecircs fases similar ao observado
nas medias in situ a 350 oC foram identificadas a fase cuacutebica Bi12NiO19 a fase tetragonal de
Bi2O3 (ICSD no 41764) e a fase romboeacutedrica de Bismuto (ICSD no 64703) Na Figura 45
apresentamos o padratildeo observado plotado juntamente com o CIF das 3 fases identificadas
10 20 30 40 50 60 70 80
Inte
nsid
ad
e (
ua
)
2 (graus)
Pos Tratamento Teacutermico
20 25 30 35 40 45 50 55 60
63
Figura 45 Difratograma da amostra apoacutes tratamento teacutermico em conjunto com os CIFs de Bi Bi2O3 e
Bi12NiO19
Pode-se verificar no padratildeo do difratograma da Figura 45 que pelo formato da linha de
base obtida ocorreu a cristalizaccedilatildeo da fase amorfa e as fases identificadas correspondem aos
picos presentes no DRX da amostra
O refinamento realizado pelo MR confirmou a identificaccedilatildeo das fases contidas na
amostra no sentido da exata correspondecircncia entre os picos obtidos nos padrotildees calculados e
observados As fraccedilotildees das fases da amostra que sofreu tratamento teacutermico em comparaccedilatildeo com
as fraccedilotildees obtidas no DRX in situ estatildeo apresentados na tabela 7
Tabela 7 Fraccedilotildees das fases apoacutes tratamento teacutermico e DRX in situ a 350 oC
Fraccedilatildeo das fases Tratamento Teacutermico DRX in situ a 350 oC
Bi12NiO19 90 137
Bi2O3 89 20
Bi 11 663
10 20 30 40 50 60 70 80
Inte
nsid
ade (
ua
)
2 (graus)
Observado
Bi
Bi2O
3
Bi12
NiO19
25 30 35 40 45 50 55
64
O aumento da temperatura propicia a nucleaccedilatildeo das fases de Bi2O3 e Bi12NiO19 em
detrimento da diminuiccedilatildeo da fase Bi3Ni
O refinamento pelo meacutetodo de Rietveld para amostra que sofreu tratamento teacutermico
apresentou uma boa concordacircncia para os perfis calculado e experimental Nesse refinamento
foi utilizado o CIF modificado de Bi12NiO19 Na Figura 46 temos o padratildeo experimental e o
calculado obtidos no refinamento pelo MR
Figura 46 Padratildeo observado e experimental refinado pelo MR para amostra tratada termicamente
Compara-se na Figura 47 os difratogramas obtidos para amostra tratada termicamente e
para o DRX in situ a temperatura de 350 oC eacute possiacutevel identificar a correspondecircncia entre os
picos entretanto eacute notaacutevel a diferenccedila na linha de base do difratograma referente ao DRX in
situ contra o DRX da amostra submetida a tratamento teacutermico Pode-se concluir que para
ocorrer a cristalizaccedilatildeo da fase amorfa eacute necessaacuterio que a temperatura do tratamento teacutermico seja
superior a 550 0C
10 20 30 40 50 60 70 80
Inte
nsid
ade (
ua
)
2 (graus)
Calculado
Experimental
Residual
Pos Tratamento Teacutermico
65
Outro fenocircmeno perceptiacutevel eacute o deslocamento em 2θ da posiccedilatildeo dos picos O
difratograma da amostra que foi ao forno do DRX tem a posiccedilatildeo dos seus picos deslocados para
direita em comparaccedilatildeo ao observado no CIF do Bi12NiO19 e no DRX da amostra que passou
por tratamento teacutermico Podemos associar esse deslocamento a contraccedilatildeo do volume da ceacutelula
unitaacuteria Considerando o valor padratildeo do volume do composto Bi12NiO19 constante na tabela
5 ocorreu uma reduccedilatildeo de volume de aproximadamente 155 para amostra tratada
termicamente e uma variaccedilatildeo positiva de 005 para amostra do DRX in situ Na Figura 47
plotamos juntos os difratogramas da amostra tratada termicamente da amostra que realizou a
medida in situ a 350 0C e o CIF do Bi12NiO19
Figura 47 Difratogramas das amostras apoacutes tratamento teacutermico e DRX in situ em conjunto com o
CIF do Bi12NiO19
O tratamento teacutermico realizado produziu o resultado esperado cristalizando a fase
amorfa As fases presentes na amostra apoacutes a realizaccedilatildeo do tratamento estatildeo em conformidade
agraves encontradas nas medidas de DRX in situ
20 30 40 50 60 70 80
Bi
Inte
nsid
ade (
u a)
2 (graus)
Bi
20 25 30 35 40 45
66
5 CONCLUSAtildeO
A sintetizaccedilatildeo do composto nanoestruturado de Bi3Ni foi realizado de modo eficiente
apoacutes 13 horas de moagem mecacircnica
As medidas de difraccedilatildeo de Raio X possibilitaram acompanhar a evoluccedilatildeo estrutural e a
nucleaccedilatildeo da fase de Bi3Ni O refinamento realizado pelo Meacutetodo de Rietveld proporcionou a
quantificaccedilatildeo dos paracircmetros cristalograacuteficos tais como paracircmetros de rede volume da ceacutelula
unitaacuteria fraccedilatildeo das fases presentes e tamanho de cristalito Os fatores de qualidade e
convergecircncia alcanccedilaram valores satisfatoacuterios correspondendo a exata simulaccedilatildeo do padratildeo
observado
A anaacutelise teacutermica realizada por meio das medidas de DRX in situ permitiu o estudo da
estabilidade teacutermica e o acompanhamento da evoluccedilatildeo estrutural da amostra em funccedilatildeo da
temperatura Foi possiacutevel identificar duas novas fases presentes o Bi2O3 e Bi12NiO19 nucleadas
agraves custas da fase de Bi3Ni Na temperatura de 350 oC a amostra eacute composta das fases Bi12NiO19
Bi2O3 e Bi
As medidas de DSC realizadas ateacute a temperatura de 550 oC e com quatro diferentes
taxas de aquecimento foram utilizadas para se calcular com o uso da equaccedilatildeo de Kissinger a
energia de ativaccedilatildeo (Ea) necessaacuteria para promover a nucleaccedilatildeo do composto Bi12NiO19 que eacute de
12465 kJmol
O tratamento teacutermico no forno ateacute 800 oC promoveu o relaxamento dos defeitos e
tensotildees causadas durante a moagem mecacircnica e a cristalizaccedilatildeo da fase amorfa natildeo sendo mais
possiacutevel identificar no DRX realizado o perfil referente a essa fase Identificou-se novamente a
fase Bi12NiO19 aleacutem da ocorrecircncia das fases de Bi2O3 e Bi jaacute identificadas nas medidas de
DRX in situ confirmando a consistecircncia dos resultados obtidos por dois ensaios diferentes
Pocircde-se verificar o mesmo fenocircmeno em todos os ensaios que envolveram o
aquecimento da amostra Ao aquecer-se o Bi3Ni ocorre um processo de oxidaccedilatildeo que resulta
na formaccedilatildeo da fase de Bi2O3 e a fase de Bi12NiO19 todas associadas ao consumo de Bi da fase
Bi3Ni
Para realizaccedilatildeo de estudos futuros com o intuito de se obter a fase uacutenica de Bi3Ni
pode-se alterar ligeiramente as massas dos produtos com a adiccedilatildeo de um pouco de niacutequel
67
Pode-se melhorar o controle das condiccedilotildees de realizaccedilatildeo dos tratamentos teacutermicos com o
intuito de se evitar a oxidaccedilatildeo A realizaccedilatildeo de medidas de DSC ateacute a temperatura de 800 0C
poderaacute revelar picos exoteacutermicos e propiciar condiccedilotildees para se calcular a energia necessaacuteria
para promover a cristalizaccedilatildeo da fase amorfa
68
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1509 2013
61
Com os dados fornecidos na Figura 42 pode-se calcular a energia de ativaccedilatildeo referente
a nucleaccedilatildeo da fase de Bi2O3 Plotando-se um graacutefico linear de ln(120591
1198791198882) versus
1
119879119888 onde o
coeficiente angular eacute (minus119864119886
119877) obteacutem-se a energia de ativaccedilatildeo A Figura 43 apresenta a
linearizaccedilatildeo da equaccedilatildeo 16 de onde se obteacutem a energia de ativaccedilatildeo do processo de nucleaccedilatildeo
do Bi2O3
Figura 43 Graacutefico linear do ln(120591
1198791198882) versus
1
119879119888
Logo considerando as relaccedilotildees anteriormente definidas eacute possiacutevel calcular a energia de
ativaccedilatildeo uma vez que m = (minus119864119886
119877) e R = 831 jmol K Desse modo a energia de ativaccedilatildeo
necessaacuteria para promover a nucleaccedilatildeo da fase Bi2O3 eacute de 12465 kJmol
A metodologia proposta permitiria tambeacutem calcular a energia de ativaccedilatildeo necessaacuteria
para cristalizar a fase amorfa as medidas de DSC foram planejadas ateacute a temperatura de
550 oC devido a limitaccedilotildees do equipamento poreacutem como fica evidente na Figura 41 natildeo se
observa nenhum pico exoteacutermico apoacutes os 350 oC que se possa estar associado a cristalizaccedilatildeo da
fase amorfa O pico exoteacutermico existente como jaacute mencionado ocorreu a uma temperatura que
variou de 242 0C agrave 278 0C e refere-se agrave nucleaccedilatildeo de fase
182 184 186 188 190 192 194
-115
-110
-105
-100
-95
ln (
T2 c)
1Tc (10
-3 k
-1)
62
44 Tratamento teacutermico
Apoacutes a realizaccedilatildeo das medidas de DRX in situ e das medidas de DSC a fase amorfa
ainda se encontrava presente assim foi realizado um tratamento teacutermico com a finalidade de
promover a cristalizaccedilatildeo da fase amorfa presente
O tratamento teacutermico foi realizado a uma taxa constante de 10 0Cmim ateacute a temperatura
de 800 0C com a atmosfera protegida por gaacutes argocircnio Na Figura 44 apresenta-se o difratograma
da amostra realizado apoacutes o do tratamento teacutermico vemos no detalhe que a acentuada elevaccedilatildeo
na linha de base entre a faixa de 2θ que vai de aproximadamente 26deg agrave 36deg e que corresponde
a fase amorfa desapareceu completamente
Figura 44 Difratograma da amostra apoacutes tratamento teacutermico
Para a amostra tratada termicamente foram identificadas trecircs fases similar ao observado
nas medias in situ a 350 oC foram identificadas a fase cuacutebica Bi12NiO19 a fase tetragonal de
Bi2O3 (ICSD no 41764) e a fase romboeacutedrica de Bismuto (ICSD no 64703) Na Figura 45
apresentamos o padratildeo observado plotado juntamente com o CIF das 3 fases identificadas
10 20 30 40 50 60 70 80
Inte
nsid
ad
e (
ua
)
2 (graus)
Pos Tratamento Teacutermico
20 25 30 35 40 45 50 55 60
63
Figura 45 Difratograma da amostra apoacutes tratamento teacutermico em conjunto com os CIFs de Bi Bi2O3 e
Bi12NiO19
Pode-se verificar no padratildeo do difratograma da Figura 45 que pelo formato da linha de
base obtida ocorreu a cristalizaccedilatildeo da fase amorfa e as fases identificadas correspondem aos
picos presentes no DRX da amostra
O refinamento realizado pelo MR confirmou a identificaccedilatildeo das fases contidas na
amostra no sentido da exata correspondecircncia entre os picos obtidos nos padrotildees calculados e
observados As fraccedilotildees das fases da amostra que sofreu tratamento teacutermico em comparaccedilatildeo com
as fraccedilotildees obtidas no DRX in situ estatildeo apresentados na tabela 7
Tabela 7 Fraccedilotildees das fases apoacutes tratamento teacutermico e DRX in situ a 350 oC
Fraccedilatildeo das fases Tratamento Teacutermico DRX in situ a 350 oC
Bi12NiO19 90 137
Bi2O3 89 20
Bi 11 663
10 20 30 40 50 60 70 80
Inte
nsid
ade (
ua
)
2 (graus)
Observado
Bi
Bi2O
3
Bi12
NiO19
25 30 35 40 45 50 55
64
O aumento da temperatura propicia a nucleaccedilatildeo das fases de Bi2O3 e Bi12NiO19 em
detrimento da diminuiccedilatildeo da fase Bi3Ni
O refinamento pelo meacutetodo de Rietveld para amostra que sofreu tratamento teacutermico
apresentou uma boa concordacircncia para os perfis calculado e experimental Nesse refinamento
foi utilizado o CIF modificado de Bi12NiO19 Na Figura 46 temos o padratildeo experimental e o
calculado obtidos no refinamento pelo MR
Figura 46 Padratildeo observado e experimental refinado pelo MR para amostra tratada termicamente
Compara-se na Figura 47 os difratogramas obtidos para amostra tratada termicamente e
para o DRX in situ a temperatura de 350 oC eacute possiacutevel identificar a correspondecircncia entre os
picos entretanto eacute notaacutevel a diferenccedila na linha de base do difratograma referente ao DRX in
situ contra o DRX da amostra submetida a tratamento teacutermico Pode-se concluir que para
ocorrer a cristalizaccedilatildeo da fase amorfa eacute necessaacuterio que a temperatura do tratamento teacutermico seja
superior a 550 0C
10 20 30 40 50 60 70 80
Inte
nsid
ade (
ua
)
2 (graus)
Calculado
Experimental
Residual
Pos Tratamento Teacutermico
65
Outro fenocircmeno perceptiacutevel eacute o deslocamento em 2θ da posiccedilatildeo dos picos O
difratograma da amostra que foi ao forno do DRX tem a posiccedilatildeo dos seus picos deslocados para
direita em comparaccedilatildeo ao observado no CIF do Bi12NiO19 e no DRX da amostra que passou
por tratamento teacutermico Podemos associar esse deslocamento a contraccedilatildeo do volume da ceacutelula
unitaacuteria Considerando o valor padratildeo do volume do composto Bi12NiO19 constante na tabela
5 ocorreu uma reduccedilatildeo de volume de aproximadamente 155 para amostra tratada
termicamente e uma variaccedilatildeo positiva de 005 para amostra do DRX in situ Na Figura 47
plotamos juntos os difratogramas da amostra tratada termicamente da amostra que realizou a
medida in situ a 350 0C e o CIF do Bi12NiO19
Figura 47 Difratogramas das amostras apoacutes tratamento teacutermico e DRX in situ em conjunto com o
CIF do Bi12NiO19
O tratamento teacutermico realizado produziu o resultado esperado cristalizando a fase
amorfa As fases presentes na amostra apoacutes a realizaccedilatildeo do tratamento estatildeo em conformidade
agraves encontradas nas medidas de DRX in situ
20 30 40 50 60 70 80
Bi
Inte
nsid
ade (
u a)
2 (graus)
Bi
20 25 30 35 40 45
66
5 CONCLUSAtildeO
A sintetizaccedilatildeo do composto nanoestruturado de Bi3Ni foi realizado de modo eficiente
apoacutes 13 horas de moagem mecacircnica
As medidas de difraccedilatildeo de Raio X possibilitaram acompanhar a evoluccedilatildeo estrutural e a
nucleaccedilatildeo da fase de Bi3Ni O refinamento realizado pelo Meacutetodo de Rietveld proporcionou a
quantificaccedilatildeo dos paracircmetros cristalograacuteficos tais como paracircmetros de rede volume da ceacutelula
unitaacuteria fraccedilatildeo das fases presentes e tamanho de cristalito Os fatores de qualidade e
convergecircncia alcanccedilaram valores satisfatoacuterios correspondendo a exata simulaccedilatildeo do padratildeo
observado
A anaacutelise teacutermica realizada por meio das medidas de DRX in situ permitiu o estudo da
estabilidade teacutermica e o acompanhamento da evoluccedilatildeo estrutural da amostra em funccedilatildeo da
temperatura Foi possiacutevel identificar duas novas fases presentes o Bi2O3 e Bi12NiO19 nucleadas
agraves custas da fase de Bi3Ni Na temperatura de 350 oC a amostra eacute composta das fases Bi12NiO19
Bi2O3 e Bi
As medidas de DSC realizadas ateacute a temperatura de 550 oC e com quatro diferentes
taxas de aquecimento foram utilizadas para se calcular com o uso da equaccedilatildeo de Kissinger a
energia de ativaccedilatildeo (Ea) necessaacuteria para promover a nucleaccedilatildeo do composto Bi12NiO19 que eacute de
12465 kJmol
O tratamento teacutermico no forno ateacute 800 oC promoveu o relaxamento dos defeitos e
tensotildees causadas durante a moagem mecacircnica e a cristalizaccedilatildeo da fase amorfa natildeo sendo mais
possiacutevel identificar no DRX realizado o perfil referente a essa fase Identificou-se novamente a
fase Bi12NiO19 aleacutem da ocorrecircncia das fases de Bi2O3 e Bi jaacute identificadas nas medidas de
DRX in situ confirmando a consistecircncia dos resultados obtidos por dois ensaios diferentes
Pocircde-se verificar o mesmo fenocircmeno em todos os ensaios que envolveram o
aquecimento da amostra Ao aquecer-se o Bi3Ni ocorre um processo de oxidaccedilatildeo que resulta
na formaccedilatildeo da fase de Bi2O3 e a fase de Bi12NiO19 todas associadas ao consumo de Bi da fase
Bi3Ni
Para realizaccedilatildeo de estudos futuros com o intuito de se obter a fase uacutenica de Bi3Ni
pode-se alterar ligeiramente as massas dos produtos com a adiccedilatildeo de um pouco de niacutequel
67
Pode-se melhorar o controle das condiccedilotildees de realizaccedilatildeo dos tratamentos teacutermicos com o
intuito de se evitar a oxidaccedilatildeo A realizaccedilatildeo de medidas de DSC ateacute a temperatura de 800 0C
poderaacute revelar picos exoteacutermicos e propiciar condiccedilotildees para se calcular a energia necessaacuteria
para promover a cristalizaccedilatildeo da fase amorfa
68
6 REFEREcircNCIAS
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62
44 Tratamento teacutermico
Apoacutes a realizaccedilatildeo das medidas de DRX in situ e das medidas de DSC a fase amorfa
ainda se encontrava presente assim foi realizado um tratamento teacutermico com a finalidade de
promover a cristalizaccedilatildeo da fase amorfa presente
O tratamento teacutermico foi realizado a uma taxa constante de 10 0Cmim ateacute a temperatura
de 800 0C com a atmosfera protegida por gaacutes argocircnio Na Figura 44 apresenta-se o difratograma
da amostra realizado apoacutes o do tratamento teacutermico vemos no detalhe que a acentuada elevaccedilatildeo
na linha de base entre a faixa de 2θ que vai de aproximadamente 26deg agrave 36deg e que corresponde
a fase amorfa desapareceu completamente
Figura 44 Difratograma da amostra apoacutes tratamento teacutermico
Para a amostra tratada termicamente foram identificadas trecircs fases similar ao observado
nas medias in situ a 350 oC foram identificadas a fase cuacutebica Bi12NiO19 a fase tetragonal de
Bi2O3 (ICSD no 41764) e a fase romboeacutedrica de Bismuto (ICSD no 64703) Na Figura 45
apresentamos o padratildeo observado plotado juntamente com o CIF das 3 fases identificadas
10 20 30 40 50 60 70 80
Inte
nsid
ad
e (
ua
)
2 (graus)
Pos Tratamento Teacutermico
20 25 30 35 40 45 50 55 60
63
Figura 45 Difratograma da amostra apoacutes tratamento teacutermico em conjunto com os CIFs de Bi Bi2O3 e
Bi12NiO19
Pode-se verificar no padratildeo do difratograma da Figura 45 que pelo formato da linha de
base obtida ocorreu a cristalizaccedilatildeo da fase amorfa e as fases identificadas correspondem aos
picos presentes no DRX da amostra
O refinamento realizado pelo MR confirmou a identificaccedilatildeo das fases contidas na
amostra no sentido da exata correspondecircncia entre os picos obtidos nos padrotildees calculados e
observados As fraccedilotildees das fases da amostra que sofreu tratamento teacutermico em comparaccedilatildeo com
as fraccedilotildees obtidas no DRX in situ estatildeo apresentados na tabela 7
Tabela 7 Fraccedilotildees das fases apoacutes tratamento teacutermico e DRX in situ a 350 oC
Fraccedilatildeo das fases Tratamento Teacutermico DRX in situ a 350 oC
Bi12NiO19 90 137
Bi2O3 89 20
Bi 11 663
10 20 30 40 50 60 70 80
Inte
nsid
ade (
ua
)
2 (graus)
Observado
Bi
Bi2O
3
Bi12
NiO19
25 30 35 40 45 50 55
64
O aumento da temperatura propicia a nucleaccedilatildeo das fases de Bi2O3 e Bi12NiO19 em
detrimento da diminuiccedilatildeo da fase Bi3Ni
O refinamento pelo meacutetodo de Rietveld para amostra que sofreu tratamento teacutermico
apresentou uma boa concordacircncia para os perfis calculado e experimental Nesse refinamento
foi utilizado o CIF modificado de Bi12NiO19 Na Figura 46 temos o padratildeo experimental e o
calculado obtidos no refinamento pelo MR
Figura 46 Padratildeo observado e experimental refinado pelo MR para amostra tratada termicamente
Compara-se na Figura 47 os difratogramas obtidos para amostra tratada termicamente e
para o DRX in situ a temperatura de 350 oC eacute possiacutevel identificar a correspondecircncia entre os
picos entretanto eacute notaacutevel a diferenccedila na linha de base do difratograma referente ao DRX in
situ contra o DRX da amostra submetida a tratamento teacutermico Pode-se concluir que para
ocorrer a cristalizaccedilatildeo da fase amorfa eacute necessaacuterio que a temperatura do tratamento teacutermico seja
superior a 550 0C
10 20 30 40 50 60 70 80
Inte
nsid
ade (
ua
)
2 (graus)
Calculado
Experimental
Residual
Pos Tratamento Teacutermico
65
Outro fenocircmeno perceptiacutevel eacute o deslocamento em 2θ da posiccedilatildeo dos picos O
difratograma da amostra que foi ao forno do DRX tem a posiccedilatildeo dos seus picos deslocados para
direita em comparaccedilatildeo ao observado no CIF do Bi12NiO19 e no DRX da amostra que passou
por tratamento teacutermico Podemos associar esse deslocamento a contraccedilatildeo do volume da ceacutelula
unitaacuteria Considerando o valor padratildeo do volume do composto Bi12NiO19 constante na tabela
5 ocorreu uma reduccedilatildeo de volume de aproximadamente 155 para amostra tratada
termicamente e uma variaccedilatildeo positiva de 005 para amostra do DRX in situ Na Figura 47
plotamos juntos os difratogramas da amostra tratada termicamente da amostra que realizou a
medida in situ a 350 0C e o CIF do Bi12NiO19
Figura 47 Difratogramas das amostras apoacutes tratamento teacutermico e DRX in situ em conjunto com o
CIF do Bi12NiO19
O tratamento teacutermico realizado produziu o resultado esperado cristalizando a fase
amorfa As fases presentes na amostra apoacutes a realizaccedilatildeo do tratamento estatildeo em conformidade
agraves encontradas nas medidas de DRX in situ
20 30 40 50 60 70 80
Bi
Inte
nsid
ade (
u a)
2 (graus)
Bi
20 25 30 35 40 45
66
5 CONCLUSAtildeO
A sintetizaccedilatildeo do composto nanoestruturado de Bi3Ni foi realizado de modo eficiente
apoacutes 13 horas de moagem mecacircnica
As medidas de difraccedilatildeo de Raio X possibilitaram acompanhar a evoluccedilatildeo estrutural e a
nucleaccedilatildeo da fase de Bi3Ni O refinamento realizado pelo Meacutetodo de Rietveld proporcionou a
quantificaccedilatildeo dos paracircmetros cristalograacuteficos tais como paracircmetros de rede volume da ceacutelula
unitaacuteria fraccedilatildeo das fases presentes e tamanho de cristalito Os fatores de qualidade e
convergecircncia alcanccedilaram valores satisfatoacuterios correspondendo a exata simulaccedilatildeo do padratildeo
observado
A anaacutelise teacutermica realizada por meio das medidas de DRX in situ permitiu o estudo da
estabilidade teacutermica e o acompanhamento da evoluccedilatildeo estrutural da amostra em funccedilatildeo da
temperatura Foi possiacutevel identificar duas novas fases presentes o Bi2O3 e Bi12NiO19 nucleadas
agraves custas da fase de Bi3Ni Na temperatura de 350 oC a amostra eacute composta das fases Bi12NiO19
Bi2O3 e Bi
As medidas de DSC realizadas ateacute a temperatura de 550 oC e com quatro diferentes
taxas de aquecimento foram utilizadas para se calcular com o uso da equaccedilatildeo de Kissinger a
energia de ativaccedilatildeo (Ea) necessaacuteria para promover a nucleaccedilatildeo do composto Bi12NiO19 que eacute de
12465 kJmol
O tratamento teacutermico no forno ateacute 800 oC promoveu o relaxamento dos defeitos e
tensotildees causadas durante a moagem mecacircnica e a cristalizaccedilatildeo da fase amorfa natildeo sendo mais
possiacutevel identificar no DRX realizado o perfil referente a essa fase Identificou-se novamente a
fase Bi12NiO19 aleacutem da ocorrecircncia das fases de Bi2O3 e Bi jaacute identificadas nas medidas de
DRX in situ confirmando a consistecircncia dos resultados obtidos por dois ensaios diferentes
Pocircde-se verificar o mesmo fenocircmeno em todos os ensaios que envolveram o
aquecimento da amostra Ao aquecer-se o Bi3Ni ocorre um processo de oxidaccedilatildeo que resulta
na formaccedilatildeo da fase de Bi2O3 e a fase de Bi12NiO19 todas associadas ao consumo de Bi da fase
Bi3Ni
Para realizaccedilatildeo de estudos futuros com o intuito de se obter a fase uacutenica de Bi3Ni
pode-se alterar ligeiramente as massas dos produtos com a adiccedilatildeo de um pouco de niacutequel
67
Pode-se melhorar o controle das condiccedilotildees de realizaccedilatildeo dos tratamentos teacutermicos com o
intuito de se evitar a oxidaccedilatildeo A realizaccedilatildeo de medidas de DSC ateacute a temperatura de 800 0C
poderaacute revelar picos exoteacutermicos e propiciar condiccedilotildees para se calcular a energia necessaacuteria
para promover a cristalizaccedilatildeo da fase amorfa
68
6 REFEREcircNCIAS
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63
Figura 45 Difratograma da amostra apoacutes tratamento teacutermico em conjunto com os CIFs de Bi Bi2O3 e
Bi12NiO19
Pode-se verificar no padratildeo do difratograma da Figura 45 que pelo formato da linha de
base obtida ocorreu a cristalizaccedilatildeo da fase amorfa e as fases identificadas correspondem aos
picos presentes no DRX da amostra
O refinamento realizado pelo MR confirmou a identificaccedilatildeo das fases contidas na
amostra no sentido da exata correspondecircncia entre os picos obtidos nos padrotildees calculados e
observados As fraccedilotildees das fases da amostra que sofreu tratamento teacutermico em comparaccedilatildeo com
as fraccedilotildees obtidas no DRX in situ estatildeo apresentados na tabela 7
Tabela 7 Fraccedilotildees das fases apoacutes tratamento teacutermico e DRX in situ a 350 oC
Fraccedilatildeo das fases Tratamento Teacutermico DRX in situ a 350 oC
Bi12NiO19 90 137
Bi2O3 89 20
Bi 11 663
10 20 30 40 50 60 70 80
Inte
nsid
ade (
ua
)
2 (graus)
Observado
Bi
Bi2O
3
Bi12
NiO19
25 30 35 40 45 50 55
64
O aumento da temperatura propicia a nucleaccedilatildeo das fases de Bi2O3 e Bi12NiO19 em
detrimento da diminuiccedilatildeo da fase Bi3Ni
O refinamento pelo meacutetodo de Rietveld para amostra que sofreu tratamento teacutermico
apresentou uma boa concordacircncia para os perfis calculado e experimental Nesse refinamento
foi utilizado o CIF modificado de Bi12NiO19 Na Figura 46 temos o padratildeo experimental e o
calculado obtidos no refinamento pelo MR
Figura 46 Padratildeo observado e experimental refinado pelo MR para amostra tratada termicamente
Compara-se na Figura 47 os difratogramas obtidos para amostra tratada termicamente e
para o DRX in situ a temperatura de 350 oC eacute possiacutevel identificar a correspondecircncia entre os
picos entretanto eacute notaacutevel a diferenccedila na linha de base do difratograma referente ao DRX in
situ contra o DRX da amostra submetida a tratamento teacutermico Pode-se concluir que para
ocorrer a cristalizaccedilatildeo da fase amorfa eacute necessaacuterio que a temperatura do tratamento teacutermico seja
superior a 550 0C
10 20 30 40 50 60 70 80
Inte
nsid
ade (
ua
)
2 (graus)
Calculado
Experimental
Residual
Pos Tratamento Teacutermico
65
Outro fenocircmeno perceptiacutevel eacute o deslocamento em 2θ da posiccedilatildeo dos picos O
difratograma da amostra que foi ao forno do DRX tem a posiccedilatildeo dos seus picos deslocados para
direita em comparaccedilatildeo ao observado no CIF do Bi12NiO19 e no DRX da amostra que passou
por tratamento teacutermico Podemos associar esse deslocamento a contraccedilatildeo do volume da ceacutelula
unitaacuteria Considerando o valor padratildeo do volume do composto Bi12NiO19 constante na tabela
5 ocorreu uma reduccedilatildeo de volume de aproximadamente 155 para amostra tratada
termicamente e uma variaccedilatildeo positiva de 005 para amostra do DRX in situ Na Figura 47
plotamos juntos os difratogramas da amostra tratada termicamente da amostra que realizou a
medida in situ a 350 0C e o CIF do Bi12NiO19
Figura 47 Difratogramas das amostras apoacutes tratamento teacutermico e DRX in situ em conjunto com o
CIF do Bi12NiO19
O tratamento teacutermico realizado produziu o resultado esperado cristalizando a fase
amorfa As fases presentes na amostra apoacutes a realizaccedilatildeo do tratamento estatildeo em conformidade
agraves encontradas nas medidas de DRX in situ
20 30 40 50 60 70 80
Bi
Inte
nsid
ade (
u a)
2 (graus)
Bi
20 25 30 35 40 45
66
5 CONCLUSAtildeO
A sintetizaccedilatildeo do composto nanoestruturado de Bi3Ni foi realizado de modo eficiente
apoacutes 13 horas de moagem mecacircnica
As medidas de difraccedilatildeo de Raio X possibilitaram acompanhar a evoluccedilatildeo estrutural e a
nucleaccedilatildeo da fase de Bi3Ni O refinamento realizado pelo Meacutetodo de Rietveld proporcionou a
quantificaccedilatildeo dos paracircmetros cristalograacuteficos tais como paracircmetros de rede volume da ceacutelula
unitaacuteria fraccedilatildeo das fases presentes e tamanho de cristalito Os fatores de qualidade e
convergecircncia alcanccedilaram valores satisfatoacuterios correspondendo a exata simulaccedilatildeo do padratildeo
observado
A anaacutelise teacutermica realizada por meio das medidas de DRX in situ permitiu o estudo da
estabilidade teacutermica e o acompanhamento da evoluccedilatildeo estrutural da amostra em funccedilatildeo da
temperatura Foi possiacutevel identificar duas novas fases presentes o Bi2O3 e Bi12NiO19 nucleadas
agraves custas da fase de Bi3Ni Na temperatura de 350 oC a amostra eacute composta das fases Bi12NiO19
Bi2O3 e Bi
As medidas de DSC realizadas ateacute a temperatura de 550 oC e com quatro diferentes
taxas de aquecimento foram utilizadas para se calcular com o uso da equaccedilatildeo de Kissinger a
energia de ativaccedilatildeo (Ea) necessaacuteria para promover a nucleaccedilatildeo do composto Bi12NiO19 que eacute de
12465 kJmol
O tratamento teacutermico no forno ateacute 800 oC promoveu o relaxamento dos defeitos e
tensotildees causadas durante a moagem mecacircnica e a cristalizaccedilatildeo da fase amorfa natildeo sendo mais
possiacutevel identificar no DRX realizado o perfil referente a essa fase Identificou-se novamente a
fase Bi12NiO19 aleacutem da ocorrecircncia das fases de Bi2O3 e Bi jaacute identificadas nas medidas de
DRX in situ confirmando a consistecircncia dos resultados obtidos por dois ensaios diferentes
Pocircde-se verificar o mesmo fenocircmeno em todos os ensaios que envolveram o
aquecimento da amostra Ao aquecer-se o Bi3Ni ocorre um processo de oxidaccedilatildeo que resulta
na formaccedilatildeo da fase de Bi2O3 e a fase de Bi12NiO19 todas associadas ao consumo de Bi da fase
Bi3Ni
Para realizaccedilatildeo de estudos futuros com o intuito de se obter a fase uacutenica de Bi3Ni
pode-se alterar ligeiramente as massas dos produtos com a adiccedilatildeo de um pouco de niacutequel
67
Pode-se melhorar o controle das condiccedilotildees de realizaccedilatildeo dos tratamentos teacutermicos com o
intuito de se evitar a oxidaccedilatildeo A realizaccedilatildeo de medidas de DSC ateacute a temperatura de 800 0C
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1509 2013
64
O aumento da temperatura propicia a nucleaccedilatildeo das fases de Bi2O3 e Bi12NiO19 em
detrimento da diminuiccedilatildeo da fase Bi3Ni
O refinamento pelo meacutetodo de Rietveld para amostra que sofreu tratamento teacutermico
apresentou uma boa concordacircncia para os perfis calculado e experimental Nesse refinamento
foi utilizado o CIF modificado de Bi12NiO19 Na Figura 46 temos o padratildeo experimental e o
calculado obtidos no refinamento pelo MR
Figura 46 Padratildeo observado e experimental refinado pelo MR para amostra tratada termicamente
Compara-se na Figura 47 os difratogramas obtidos para amostra tratada termicamente e
para o DRX in situ a temperatura de 350 oC eacute possiacutevel identificar a correspondecircncia entre os
picos entretanto eacute notaacutevel a diferenccedila na linha de base do difratograma referente ao DRX in
situ contra o DRX da amostra submetida a tratamento teacutermico Pode-se concluir que para
ocorrer a cristalizaccedilatildeo da fase amorfa eacute necessaacuterio que a temperatura do tratamento teacutermico seja
superior a 550 0C
10 20 30 40 50 60 70 80
Inte
nsid
ade (
ua
)
2 (graus)
Calculado
Experimental
Residual
Pos Tratamento Teacutermico
65
Outro fenocircmeno perceptiacutevel eacute o deslocamento em 2θ da posiccedilatildeo dos picos O
difratograma da amostra que foi ao forno do DRX tem a posiccedilatildeo dos seus picos deslocados para
direita em comparaccedilatildeo ao observado no CIF do Bi12NiO19 e no DRX da amostra que passou
por tratamento teacutermico Podemos associar esse deslocamento a contraccedilatildeo do volume da ceacutelula
unitaacuteria Considerando o valor padratildeo do volume do composto Bi12NiO19 constante na tabela
5 ocorreu uma reduccedilatildeo de volume de aproximadamente 155 para amostra tratada
termicamente e uma variaccedilatildeo positiva de 005 para amostra do DRX in situ Na Figura 47
plotamos juntos os difratogramas da amostra tratada termicamente da amostra que realizou a
medida in situ a 350 0C e o CIF do Bi12NiO19
Figura 47 Difratogramas das amostras apoacutes tratamento teacutermico e DRX in situ em conjunto com o
CIF do Bi12NiO19
O tratamento teacutermico realizado produziu o resultado esperado cristalizando a fase
amorfa As fases presentes na amostra apoacutes a realizaccedilatildeo do tratamento estatildeo em conformidade
agraves encontradas nas medidas de DRX in situ
20 30 40 50 60 70 80
Bi
Inte
nsid
ade (
u a)
2 (graus)
Bi
20 25 30 35 40 45
66
5 CONCLUSAtildeO
A sintetizaccedilatildeo do composto nanoestruturado de Bi3Ni foi realizado de modo eficiente
apoacutes 13 horas de moagem mecacircnica
As medidas de difraccedilatildeo de Raio X possibilitaram acompanhar a evoluccedilatildeo estrutural e a
nucleaccedilatildeo da fase de Bi3Ni O refinamento realizado pelo Meacutetodo de Rietveld proporcionou a
quantificaccedilatildeo dos paracircmetros cristalograacuteficos tais como paracircmetros de rede volume da ceacutelula
unitaacuteria fraccedilatildeo das fases presentes e tamanho de cristalito Os fatores de qualidade e
convergecircncia alcanccedilaram valores satisfatoacuterios correspondendo a exata simulaccedilatildeo do padratildeo
observado
A anaacutelise teacutermica realizada por meio das medidas de DRX in situ permitiu o estudo da
estabilidade teacutermica e o acompanhamento da evoluccedilatildeo estrutural da amostra em funccedilatildeo da
temperatura Foi possiacutevel identificar duas novas fases presentes o Bi2O3 e Bi12NiO19 nucleadas
agraves custas da fase de Bi3Ni Na temperatura de 350 oC a amostra eacute composta das fases Bi12NiO19
Bi2O3 e Bi
As medidas de DSC realizadas ateacute a temperatura de 550 oC e com quatro diferentes
taxas de aquecimento foram utilizadas para se calcular com o uso da equaccedilatildeo de Kissinger a
energia de ativaccedilatildeo (Ea) necessaacuteria para promover a nucleaccedilatildeo do composto Bi12NiO19 que eacute de
12465 kJmol
O tratamento teacutermico no forno ateacute 800 oC promoveu o relaxamento dos defeitos e
tensotildees causadas durante a moagem mecacircnica e a cristalizaccedilatildeo da fase amorfa natildeo sendo mais
possiacutevel identificar no DRX realizado o perfil referente a essa fase Identificou-se novamente a
fase Bi12NiO19 aleacutem da ocorrecircncia das fases de Bi2O3 e Bi jaacute identificadas nas medidas de
DRX in situ confirmando a consistecircncia dos resultados obtidos por dois ensaios diferentes
Pocircde-se verificar o mesmo fenocircmeno em todos os ensaios que envolveram o
aquecimento da amostra Ao aquecer-se o Bi3Ni ocorre um processo de oxidaccedilatildeo que resulta
na formaccedilatildeo da fase de Bi2O3 e a fase de Bi12NiO19 todas associadas ao consumo de Bi da fase
Bi3Ni
Para realizaccedilatildeo de estudos futuros com o intuito de se obter a fase uacutenica de Bi3Ni
pode-se alterar ligeiramente as massas dos produtos com a adiccedilatildeo de um pouco de niacutequel
67
Pode-se melhorar o controle das condiccedilotildees de realizaccedilatildeo dos tratamentos teacutermicos com o
intuito de se evitar a oxidaccedilatildeo A realizaccedilatildeo de medidas de DSC ateacute a temperatura de 800 0C
poderaacute revelar picos exoteacutermicos e propiciar condiccedilotildees para se calcular a energia necessaacuteria
para promover a cristalizaccedilatildeo da fase amorfa
68
6 REFEREcircNCIAS
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5 ocorreu uma reduccedilatildeo de volume de aproximadamente 155 para amostra tratada
termicamente e uma variaccedilatildeo positiva de 005 para amostra do DRX in situ Na Figura 47
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nucleaccedilatildeo da fase de Bi3Ni O refinamento realizado pelo Meacutetodo de Rietveld proporcionou a
quantificaccedilatildeo dos paracircmetros cristalograacuteficos tais como paracircmetros de rede volume da ceacutelula
unitaacuteria fraccedilatildeo das fases presentes e tamanho de cristalito Os fatores de qualidade e
convergecircncia alcanccedilaram valores satisfatoacuterios correspondendo a exata simulaccedilatildeo do padratildeo
observado
A anaacutelise teacutermica realizada por meio das medidas de DRX in situ permitiu o estudo da
estabilidade teacutermica e o acompanhamento da evoluccedilatildeo estrutural da amostra em funccedilatildeo da
temperatura Foi possiacutevel identificar duas novas fases presentes o Bi2O3 e Bi12NiO19 nucleadas
agraves custas da fase de Bi3Ni Na temperatura de 350 oC a amostra eacute composta das fases Bi12NiO19
Bi2O3 e Bi
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possiacutevel identificar no DRX realizado o perfil referente a essa fase Identificou-se novamente a
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DRX in situ confirmando a consistecircncia dos resultados obtidos por dois ensaios diferentes
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Bi3Ni
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poderaacute revelar picos exoteacutermicos e propiciar condiccedilotildees para se calcular a energia necessaacuteria
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1509 2013
66
5 CONCLUSAtildeO
A sintetizaccedilatildeo do composto nanoestruturado de Bi3Ni foi realizado de modo eficiente
apoacutes 13 horas de moagem mecacircnica
As medidas de difraccedilatildeo de Raio X possibilitaram acompanhar a evoluccedilatildeo estrutural e a
nucleaccedilatildeo da fase de Bi3Ni O refinamento realizado pelo Meacutetodo de Rietveld proporcionou a
quantificaccedilatildeo dos paracircmetros cristalograacuteficos tais como paracircmetros de rede volume da ceacutelula
unitaacuteria fraccedilatildeo das fases presentes e tamanho de cristalito Os fatores de qualidade e
convergecircncia alcanccedilaram valores satisfatoacuterios correspondendo a exata simulaccedilatildeo do padratildeo
observado
A anaacutelise teacutermica realizada por meio das medidas de DRX in situ permitiu o estudo da
estabilidade teacutermica e o acompanhamento da evoluccedilatildeo estrutural da amostra em funccedilatildeo da
temperatura Foi possiacutevel identificar duas novas fases presentes o Bi2O3 e Bi12NiO19 nucleadas
agraves custas da fase de Bi3Ni Na temperatura de 350 oC a amostra eacute composta das fases Bi12NiO19
Bi2O3 e Bi
As medidas de DSC realizadas ateacute a temperatura de 550 oC e com quatro diferentes
taxas de aquecimento foram utilizadas para se calcular com o uso da equaccedilatildeo de Kissinger a
energia de ativaccedilatildeo (Ea) necessaacuteria para promover a nucleaccedilatildeo do composto Bi12NiO19 que eacute de
12465 kJmol
O tratamento teacutermico no forno ateacute 800 oC promoveu o relaxamento dos defeitos e
tensotildees causadas durante a moagem mecacircnica e a cristalizaccedilatildeo da fase amorfa natildeo sendo mais
possiacutevel identificar no DRX realizado o perfil referente a essa fase Identificou-se novamente a
fase Bi12NiO19 aleacutem da ocorrecircncia das fases de Bi2O3 e Bi jaacute identificadas nas medidas de
DRX in situ confirmando a consistecircncia dos resultados obtidos por dois ensaios diferentes
Pocircde-se verificar o mesmo fenocircmeno em todos os ensaios que envolveram o
aquecimento da amostra Ao aquecer-se o Bi3Ni ocorre um processo de oxidaccedilatildeo que resulta
na formaccedilatildeo da fase de Bi2O3 e a fase de Bi12NiO19 todas associadas ao consumo de Bi da fase
Bi3Ni
Para realizaccedilatildeo de estudos futuros com o intuito de se obter a fase uacutenica de Bi3Ni
pode-se alterar ligeiramente as massas dos produtos com a adiccedilatildeo de um pouco de niacutequel
67
Pode-se melhorar o controle das condiccedilotildees de realizaccedilatildeo dos tratamentos teacutermicos com o
intuito de se evitar a oxidaccedilatildeo A realizaccedilatildeo de medidas de DSC ateacute a temperatura de 800 0C
poderaacute revelar picos exoteacutermicos e propiciar condiccedilotildees para se calcular a energia necessaacuteria
para promover a cristalizaccedilatildeo da fase amorfa
68
6 REFEREcircNCIAS
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