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UNIVERSIDADE FEDERAL DO AMAZONAS UFAM Pró Reitoria de Pesquisa e Pós-Graduação PROPESP Programa de Pós-Graduação em Ciência e Engenharia de Materiais PPGCEM ARTHUR EMANUEL SOARES DE OLIVEIRA SÍNTESE, CARACTERIZAÇÃO ESTRUTURAL E TÉRMICA DO COMPOSTO NANOESTRURADO Bi3Ni. Manaus AM 2017

UNIVERSIDADE FEDERAL DO AMAZONAS UFAM§ão... · Preparação e selagem do vaso de moagem 38 Figura 18. Preparação da amostra para realização de DRX 39 Figura 19. Difratômetro

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Page 1: UNIVERSIDADE FEDERAL DO AMAZONAS UFAM§ão... · Preparação e selagem do vaso de moagem 38 Figura 18. Preparação da amostra para realização de DRX 39 Figura 19. Difratômetro

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

6 REFEREcircNCIAS

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Page 2: UNIVERSIDADE FEDERAL DO AMAZONAS UFAM§ão... · Preparação e selagem do vaso de moagem 38 Figura 18. Preparação da amostra para realização de DRX 39 Figura 19. Difratômetro

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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Page 3: UNIVERSIDADE FEDERAL DO AMAZONAS UFAM§ão... · Preparação e selagem do vaso de moagem 38 Figura 18. Preparação da amostra para realização de DRX 39 Figura 19. Difratômetro

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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Page 4: UNIVERSIDADE FEDERAL DO AMAZONAS UFAM§ão... · Preparação e selagem do vaso de moagem 38 Figura 18. Preparação da amostra para realização de DRX 39 Figura 19. Difratômetro

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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Functional Theory The Open Quantum Materials Database (OQMD) JOM n65 p1501-

1509 2013

Page 5: UNIVERSIDADE FEDERAL DO AMAZONAS UFAM§ão... · Preparação e selagem do vaso de moagem 38 Figura 18. Preparação da amostra para realização de DRX 39 Figura 19. Difratômetro

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

6 REFEREcircNCIAS

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Page 6: UNIVERSIDADE FEDERAL DO AMAZONAS UFAM§ão... · Preparação e selagem do vaso de moagem 38 Figura 18. Preparação da amostra para realização de DRX 39 Figura 19. Difratômetro

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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Page 7: UNIVERSIDADE FEDERAL DO AMAZONAS UFAM§ão... · Preparação e selagem do vaso de moagem 38 Figura 18. Preparação da amostra para realização de DRX 39 Figura 19. Difratômetro

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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Page 8: UNIVERSIDADE FEDERAL DO AMAZONAS UFAM§ão... · Preparação e selagem do vaso de moagem 38 Figura 18. Preparação da amostra para realização de DRX 39 Figura 19. Difratômetro

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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Page 9: UNIVERSIDADE FEDERAL DO AMAZONAS UFAM§ão... · Preparação e selagem do vaso de moagem 38 Figura 18. Preparação da amostra para realização de DRX 39 Figura 19. Difratômetro

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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Page 10: UNIVERSIDADE FEDERAL DO AMAZONAS UFAM§ão... · Preparação e selagem do vaso de moagem 38 Figura 18. Preparação da amostra para realização de DRX 39 Figura 19. Difratômetro

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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Page 11: UNIVERSIDADE FEDERAL DO AMAZONAS UFAM§ão... · Preparação e selagem do vaso de moagem 38 Figura 18. Preparação da amostra para realização de DRX 39 Figura 19. Difratômetro

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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Page 12: UNIVERSIDADE FEDERAL DO AMAZONAS UFAM§ão... · Preparação e selagem do vaso de moagem 38 Figura 18. Preparação da amostra para realização de DRX 39 Figura 19. Difratômetro

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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Page 13: UNIVERSIDADE FEDERAL DO AMAZONAS UFAM§ão... · Preparação e selagem do vaso de moagem 38 Figura 18. Preparação da amostra para realização de DRX 39 Figura 19. Difratômetro

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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Page 14: UNIVERSIDADE FEDERAL DO AMAZONAS UFAM§ão... · Preparação e selagem do vaso de moagem 38 Figura 18. Preparação da amostra para realização de DRX 39 Figura 19. Difratômetro

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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Page 15: UNIVERSIDADE FEDERAL DO AMAZONAS UFAM§ão... · Preparação e selagem do vaso de moagem 38 Figura 18. Preparação da amostra para realização de DRX 39 Figura 19. Difratômetro

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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Page 16: UNIVERSIDADE FEDERAL DO AMAZONAS UFAM§ão... · Preparação e selagem do vaso de moagem 38 Figura 18. Preparação da amostra para realização de DRX 39 Figura 19. Difratômetro

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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Page 17: UNIVERSIDADE FEDERAL DO AMAZONAS UFAM§ão... · Preparação e selagem do vaso de moagem 38 Figura 18. Preparação da amostra para realização de DRX 39 Figura 19. Difratômetro

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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Page 18: UNIVERSIDADE FEDERAL DO AMAZONAS UFAM§ão... · Preparação e selagem do vaso de moagem 38 Figura 18. Preparação da amostra para realização de DRX 39 Figura 19. Difratômetro

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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Page 19: UNIVERSIDADE FEDERAL DO AMAZONAS UFAM§ão... · Preparação e selagem do vaso de moagem 38 Figura 18. Preparação da amostra para realização de DRX 39 Figura 19. Difratômetro

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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Page 20: UNIVERSIDADE FEDERAL DO AMAZONAS UFAM§ão... · Preparação e selagem do vaso de moagem 38 Figura 18. Preparação da amostra para realização de DRX 39 Figura 19. Difratômetro

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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Page 21: UNIVERSIDADE FEDERAL DO AMAZONAS UFAM§ão... · Preparação e selagem do vaso de moagem 38 Figura 18. Preparação da amostra para realização de DRX 39 Figura 19. Difratômetro

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

6 REFEREcircNCIAS

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Page 22: UNIVERSIDADE FEDERAL DO AMAZONAS UFAM§ão... · Preparação e selagem do vaso de moagem 38 Figura 18. Preparação da amostra para realização de DRX 39 Figura 19. Difratômetro

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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Page 23: UNIVERSIDADE FEDERAL DO AMAZONAS UFAM§ão... · Preparação e selagem do vaso de moagem 38 Figura 18. Preparação da amostra para realização de DRX 39 Figura 19. Difratômetro

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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Page 24: UNIVERSIDADE FEDERAL DO AMAZONAS UFAM§ão... · Preparação e selagem do vaso de moagem 38 Figura 18. Preparação da amostra para realização de DRX 39 Figura 19. Difratômetro

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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Page 25: UNIVERSIDADE FEDERAL DO AMAZONAS UFAM§ão... · Preparação e selagem do vaso de moagem 38 Figura 18. Preparação da amostra para realização de DRX 39 Figura 19. Difratômetro

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

6 REFEREcircNCIAS

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Page 26: UNIVERSIDADE FEDERAL DO AMAZONAS UFAM§ão... · Preparação e selagem do vaso de moagem 38 Figura 18. Preparação da amostra para realização de DRX 39 Figura 19. Difratômetro

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

6 REFEREcircNCIAS

[1] GLEITER H Nanostructured materials basic concepts and microstructure Acta Mater

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[2] SOUZA S M Caracterizaccedilatildeo estrutural teacutermica e oacuteptica da liga semicondutora

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Dissertaccedilatildeo (Mestrado em Fiacutesica) Universidade Federal de Santa Catarina (UFSC) 2006

[3] TJONG S CHEN H Nanocrystalline materials and coatings Materials Science and

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Page 27: UNIVERSIDADE FEDERAL DO AMAZONAS UFAM§ão... · Preparação e selagem do vaso de moagem 38 Figura 18. Preparação da amostra para realização de DRX 39 Figura 19. Difratômetro

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

6 REFEREcircNCIAS

[1] GLEITER H Nanostructured materials basic concepts and microstructure Acta Mater

v 48 n1 p 1ndash29 2000

[2] SOUZA S M Caracterizaccedilatildeo estrutural teacutermica e oacuteptica da liga semicondutora

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Page 28: UNIVERSIDADE FEDERAL DO AMAZONAS UFAM§ão... · Preparação e selagem do vaso de moagem 38 Figura 18. Preparação da amostra para realização de DRX 39 Figura 19. Difratômetro

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

6 REFEREcircNCIAS

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Page 29: UNIVERSIDADE FEDERAL DO AMAZONAS UFAM§ão... · Preparação e selagem do vaso de moagem 38 Figura 18. Preparação da amostra para realização de DRX 39 Figura 19. Difratômetro

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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Page 30: UNIVERSIDADE FEDERAL DO AMAZONAS UFAM§ão... · Preparação e selagem do vaso de moagem 38 Figura 18. Preparação da amostra para realização de DRX 39 Figura 19. Difratômetro

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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Page 31: UNIVERSIDADE FEDERAL DO AMAZONAS UFAM§ão... · Preparação e selagem do vaso de moagem 38 Figura 18. Preparação da amostra para realização de DRX 39 Figura 19. Difratômetro

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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Page 32: UNIVERSIDADE FEDERAL DO AMAZONAS UFAM§ão... · Preparação e selagem do vaso de moagem 38 Figura 18. Preparação da amostra para realização de DRX 39 Figura 19. Difratômetro

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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Page 33: UNIVERSIDADE FEDERAL DO AMAZONAS UFAM§ão... · Preparação e selagem do vaso de moagem 38 Figura 18. Preparação da amostra para realização de DRX 39 Figura 19. Difratômetro

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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Page 34: UNIVERSIDADE FEDERAL DO AMAZONAS UFAM§ão... · Preparação e selagem do vaso de moagem 38 Figura 18. Preparação da amostra para realização de DRX 39 Figura 19. Difratômetro

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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Page 35: UNIVERSIDADE FEDERAL DO AMAZONAS UFAM§ão... · Preparação e selagem do vaso de moagem 38 Figura 18. Preparação da amostra para realização de DRX 39 Figura 19. Difratômetro

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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Page 36: UNIVERSIDADE FEDERAL DO AMAZONAS UFAM§ão... · Preparação e selagem do vaso de moagem 38 Figura 18. Preparação da amostra para realização de DRX 39 Figura 19. Difratômetro

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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1509 2013

Page 37: UNIVERSIDADE FEDERAL DO AMAZONAS UFAM§ão... · Preparação e selagem do vaso de moagem 38 Figura 18. Preparação da amostra para realização de DRX 39 Figura 19. Difratômetro

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

6 REFEREcircNCIAS

[1] GLEITER H Nanostructured materials basic concepts and microstructure Acta Mater

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[2] SOUZA S M Caracterizaccedilatildeo estrutural teacutermica e oacuteptica da liga semicondutora

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Dissertaccedilatildeo (Mestrado em Fiacutesica) Universidade Federal de Santa Catarina (UFSC) 2006

[3] TJONG S CHEN H Nanocrystalline materials and coatings Materials Science and

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Page 38: UNIVERSIDADE FEDERAL DO AMAZONAS UFAM§ão... · Preparação e selagem do vaso de moagem 38 Figura 18. Preparação da amostra para realização de DRX 39 Figura 19. Difratômetro

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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Page 39: UNIVERSIDADE FEDERAL DO AMAZONAS UFAM§ão... · Preparação e selagem do vaso de moagem 38 Figura 18. Preparação da amostra para realização de DRX 39 Figura 19. Difratômetro

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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Page 40: UNIVERSIDADE FEDERAL DO AMAZONAS UFAM§ão... · Preparação e selagem do vaso de moagem 38 Figura 18. Preparação da amostra para realização de DRX 39 Figura 19. Difratômetro

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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Page 41: UNIVERSIDADE FEDERAL DO AMAZONAS UFAM§ão... · Preparação e selagem do vaso de moagem 38 Figura 18. Preparação da amostra para realização de DRX 39 Figura 19. Difratômetro

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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Page 42: UNIVERSIDADE FEDERAL DO AMAZONAS UFAM§ão... · Preparação e selagem do vaso de moagem 38 Figura 18. Preparação da amostra para realização de DRX 39 Figura 19. Difratômetro

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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Page 43: UNIVERSIDADE FEDERAL DO AMAZONAS UFAM§ão... · Preparação e selagem do vaso de moagem 38 Figura 18. Preparação da amostra para realização de DRX 39 Figura 19. Difratômetro

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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Page 44: UNIVERSIDADE FEDERAL DO AMAZONAS UFAM§ão... · Preparação e selagem do vaso de moagem 38 Figura 18. Preparação da amostra para realização de DRX 39 Figura 19. Difratômetro

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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Page 45: UNIVERSIDADE FEDERAL DO AMAZONAS UFAM§ão... · Preparação e selagem do vaso de moagem 38 Figura 18. Preparação da amostra para realização de DRX 39 Figura 19. Difratômetro

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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Page 46: UNIVERSIDADE FEDERAL DO AMAZONAS UFAM§ão... · Preparação e selagem do vaso de moagem 38 Figura 18. Preparação da amostra para realização de DRX 39 Figura 19. Difratômetro

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

[1] GLEITER H Nanostructured materials basic concepts and microstructure Acta Mater

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[2] SOUZA S M Caracterizaccedilatildeo estrutural teacutermica e oacuteptica da liga semicondutora

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Dissertaccedilatildeo (Mestrado em Fiacutesica) Universidade Federal de Santa Catarina (UFSC) 2006

[3] TJONG S CHEN H Nanocrystalline materials and coatings Materials Science and

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Page 47: UNIVERSIDADE FEDERAL DO AMAZONAS UFAM§ão... · Preparação e selagem do vaso de moagem 38 Figura 18. Preparação da amostra para realização de DRX 39 Figura 19. Difratômetro

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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www57d93951-84f4-40a9-8e68-2540bc282b86-899d5106bca8brochure_emax_enpdfgt

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Functional Theory The Open Quantum Materials Database (OQMD) JOM n65 p1501-

1509 2013

Page 48: UNIVERSIDADE FEDERAL DO AMAZONAS UFAM§ão... · Preparação e selagem do vaso de moagem 38 Figura 18. Preparação da amostra para realização de DRX 39 Figura 19. Difratômetro

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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Page 49: UNIVERSIDADE FEDERAL DO AMAZONAS UFAM§ão... · Preparação e selagem do vaso de moagem 38 Figura 18. Preparação da amostra para realização de DRX 39 Figura 19. Difratômetro

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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Page 50: UNIVERSIDADE FEDERAL DO AMAZONAS UFAM§ão... · Preparação e selagem do vaso de moagem 38 Figura 18. Preparação da amostra para realização de DRX 39 Figura 19. Difratômetro

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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Page 51: UNIVERSIDADE FEDERAL DO AMAZONAS UFAM§ão... · Preparação e selagem do vaso de moagem 38 Figura 18. Preparação da amostra para realização de DRX 39 Figura 19. Difratômetro

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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Page 52: UNIVERSIDADE FEDERAL DO AMAZONAS UFAM§ão... · Preparação e selagem do vaso de moagem 38 Figura 18. Preparação da amostra para realização de DRX 39 Figura 19. Difratômetro

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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Page 53: UNIVERSIDADE FEDERAL DO AMAZONAS UFAM§ão... · Preparação e selagem do vaso de moagem 38 Figura 18. Preparação da amostra para realização de DRX 39 Figura 19. Difratômetro

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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Page 54: UNIVERSIDADE FEDERAL DO AMAZONAS UFAM§ão... · Preparação e selagem do vaso de moagem 38 Figura 18. Preparação da amostra para realização de DRX 39 Figura 19. Difratômetro

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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1509 2013

Page 55: UNIVERSIDADE FEDERAL DO AMAZONAS UFAM§ão... · Preparação e selagem do vaso de moagem 38 Figura 18. Preparação da amostra para realização de DRX 39 Figura 19. Difratômetro

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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Page 56: UNIVERSIDADE FEDERAL DO AMAZONAS UFAM§ão... · Preparação e selagem do vaso de moagem 38 Figura 18. Preparação da amostra para realização de DRX 39 Figura 19. Difratômetro

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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Page 57: UNIVERSIDADE FEDERAL DO AMAZONAS UFAM§ão... · Preparação e selagem do vaso de moagem 38 Figura 18. Preparação da amostra para realização de DRX 39 Figura 19. Difratômetro

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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Page 58: UNIVERSIDADE FEDERAL DO AMAZONAS UFAM§ão... · Preparação e selagem do vaso de moagem 38 Figura 18. Preparação da amostra para realização de DRX 39 Figura 19. Difratômetro

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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Page 59: UNIVERSIDADE FEDERAL DO AMAZONAS UFAM§ão... · Preparação e selagem do vaso de moagem 38 Figura 18. Preparação da amostra para realização de DRX 39 Figura 19. Difratômetro

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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Page 60: UNIVERSIDADE FEDERAL DO AMAZONAS UFAM§ão... · Preparação e selagem do vaso de moagem 38 Figura 18. Preparação da amostra para realização de DRX 39 Figura 19. Difratômetro

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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Page 61: UNIVERSIDADE FEDERAL DO AMAZONAS UFAM§ão... · Preparação e selagem do vaso de moagem 38 Figura 18. Preparação da amostra para realização de DRX 39 Figura 19. Difratômetro

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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Page 62: UNIVERSIDADE FEDERAL DO AMAZONAS UFAM§ão... · Preparação e selagem do vaso de moagem 38 Figura 18. Preparação da amostra para realização de DRX 39 Figura 19. Difratômetro

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 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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Page 64: UNIVERSIDADE FEDERAL DO AMAZONAS UFAM§ão... · Preparação e selagem do vaso de moagem 38 Figura 18. Preparação da amostra para realização de DRX 39 Figura 19. Difratômetro

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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Page 65: UNIVERSIDADE FEDERAL DO AMAZONAS UFAM§ão... · Preparação e selagem do vaso de moagem 38 Figura 18. Preparação da amostra para realização de DRX 39 Figura 19. Difratômetro

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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Page 66: UNIVERSIDADE FEDERAL DO AMAZONAS UFAM§ão... · Preparação e selagem do vaso de moagem 38 Figura 18. Preparação da amostra para realização de DRX 39 Figura 19. Difratômetro

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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Page 67: UNIVERSIDADE FEDERAL DO AMAZONAS UFAM§ão... · Preparação e selagem do vaso de moagem 38 Figura 18. Preparação da amostra para realização de DRX 39 Figura 19. Difratômetro

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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[56] EHRENFEST P ONNES H K On interference phenomena to be expected when

Roumlntgen rays pass through a di-atomic gas Proceedings Koninklijke Akademie van

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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

Page 68: UNIVERSIDADE FEDERAL DO AMAZONAS UFAM§ão... · Preparação e selagem do vaso de moagem 38 Figura 18. Preparação da amostra para realização de DRX 39 Figura 19. Difratômetro

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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Page 69: UNIVERSIDADE FEDERAL DO AMAZONAS UFAM§ão... · Preparação e selagem do vaso de moagem 38 Figura 18. Preparação da amostra para realização de DRX 39 Figura 19. Difratômetro

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

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68

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[24] ITC - International Tables for Crystallography Journal of Applied Crystallography v

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[25] REBELO Q H F Estudo das propriedades estruturais e oacutetica da soluccedilatildeo soacutelida

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2012

[26] SURYANARAYANA C IVANOV E BOLDYREV V V The science and technology

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[27] SURYANARAYANA C Mechanical Alloying and Milling New York Ed Marcel

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[30] CAMPOS C E M Estudo de propriedades fiacutesicas de nanomateriais produzidos por

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Satildeo Paulo - USP 2010

[36] GOBBO L de A Aplicaccedilatildeo da Difraccedilatildeo de Raios X e Meacutetodo de Rietveld no Estudo

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[37] JENKINS R Modern powder diffraction Instrumentation Washington ndash United

States Mineralogical Society of America v 20 1989

[38] MOTA E V Anaacutelise quantitativa e refinamento de estruturas cristalinas pelo meacutetodo

de Rietveld para minerais presentes em solo argiloso e suas fraccedilotildees Dissertaccedilatildeo (Mestrado

em Ciecircncias Naturais) Universidade Estadual do Norte Fluminense - UENF 2008

[39] ACAacuteCIO M A Estudo dos processos de nucleaccedilatildeo e cristalizaccedilatildeo em vidros boratos

Dissertaccedilatildeo (Mestrado em Fiacutesica da Mateacuteria Condensada) Universidade Estadual Paulista -

UNESP 2006

[40] CARVALHO F M de S Refinamento da estrutura cristalina de quartzo coriacutendon e

criptomelana utilizando o meacutetodo de Rietveld Dissertaccedilatildeo (Mestrado em Mineralogia e

Petrologia) Universidade de Satildeo Paulo - USP 1996

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[43] SALES C M R Aplicaccedilatildeo do meacutetodo de Rietveld na anaacutelise do processo de siacutentese

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Engenharia de materiais) Universidade Estadual do Norte Fluminense (UENF) 2015

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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

Materiais) Universidade Federal do Amazonas UFAM 2015

[52] GSAS for Windows General Structure Analysis System (GSAS) Manual Disponiacutevel

em lthttpssubversionxorapsanlgovtracEXPGUIgt Acesso em 08 mar 2017

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Acesso em 02 mar 2017

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Functional Theory The Open Quantum Materials Database (OQMD) JOM n65 p1501-

1509 2013

Page 70: UNIVERSIDADE FEDERAL DO AMAZONAS UFAM§ão... · Preparação e selagem do vaso de moagem 38 Figura 18. Preparação da amostra para realização de DRX 39 Figura 19. Difratômetro

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

[1] GLEITER H Nanostructured materials basic concepts and microstructure Acta Mater

v 48 n1 p 1ndash29 2000

[2] SOUZA S M Caracterizaccedilatildeo estrutural teacutermica e oacuteptica da liga semicondutora

Ga2Se3 e da liga intermetaacutelica CoxNb1-x amorfa produzidas por mechanical alloying 95 f

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Sb Ge-Sb Al-Sb e Co-Sb produzidas por siacutentese mecacircnica 124 f Tese (Doutorado em

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[50] SOUZA S M et al Pressure-induced polymorphism in nanostructured SnSe J Appl

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www57d93951-84f4-40a9-8e68-2540bc282b86-899d5106bca8brochure_emax_enpdfgt

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1509 2013

Page 71: UNIVERSIDADE FEDERAL DO AMAZONAS UFAM§ão... · Preparação e selagem do vaso de moagem 38 Figura 18. Preparação da amostra para realização de DRX 39 Figura 19. Difratômetro

66

5 CONCLUSAtildeO

A sintetizaccedilatildeo do composto nanoestruturado de Bi3Ni foi realizado de modo eficiente

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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

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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

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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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(Springer Berlin) v 1 p 639-762 2008

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[25] REBELO Q H F Estudo das propriedades estruturais e oacutetica da soluccedilatildeo soacutelida

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[26] SURYANARAYANA C IVANOV E BOLDYREV V V The science and technology

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[30] CAMPOS C E M Estudo de propriedades fiacutesicas de nanomateriais produzidos por

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States Mineralogical Society of America v 20 1989

[38] MOTA E V Anaacutelise quantitativa e refinamento de estruturas cristalinas pelo meacutetodo

de Rietveld para minerais presentes em solo argiloso e suas fraccedilotildees Dissertaccedilatildeo (Mestrado

em Ciecircncias Naturais) Universidade Estadual do Norte Fluminense - UENF 2008

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Dissertaccedilatildeo (Mestrado em Fiacutesica da Mateacuteria Condensada) Universidade Estadual Paulista -

UNESP 2006

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criptomelana utilizando o meacutetodo de Rietveld Dissertaccedilatildeo (Mestrado em Mineralogia e

Petrologia) Universidade de Satildeo Paulo - USP 1996

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Campinas - UNICAMP 2007

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[43] SALES C M R Aplicaccedilatildeo do meacutetodo de Rietveld na anaacutelise do processo de siacutentese

de diamante a partir do hidrocarboneto aromaacutetico antraceno Tese (Doutorado em

Engenharia de materiais) Universidade Estadual do Norte Fluminense (UENF) 2015

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www57d93951-84f4-40a9-8e68-2540bc282b86-899d5106bca8brochure_emax_enpdfgt

Acesso em 02 mar 2017

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Page 72: UNIVERSIDADE FEDERAL DO AMAZONAS UFAM§ão... · Preparação e selagem do vaso de moagem 38 Figura 18. Preparação da amostra para realização de DRX 39 Figura 19. Difratômetro

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

[1] GLEITER H Nanostructured materials basic concepts and microstructure Acta Mater

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Acesso em 02 mar 2017

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[35] ANTONIASSI J L A difraccedilatildeo de raio X com o meacutetodo de Rietveld Aplicada a

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[37] JENKINS R Modern powder diffraction Instrumentation Washington ndash United

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Dissertaccedilatildeo (Mestrado em Fiacutesica da Mateacuteria Condensada) Universidade Estadual Paulista -

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[40] CARVALHO F M de S Refinamento da estrutura cristalina de quartzo coriacutendon e

criptomelana utilizando o meacutetodo de Rietveld Dissertaccedilatildeo (Mestrado em Mineralogia e

Petrologia) Universidade de Satildeo Paulo - USP 1996

[41] BASSO R L de O Efeito do carbono no processo de nitrocarburizaccedilatildeo com plasma

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25(Ni20Cr) Tese (Doutorado em Ciecircncias) Instituto de Pesquisas Energeacuteticas e Nucleares ndash

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[43] SALES C M R Aplicaccedilatildeo do meacutetodo de Rietveld na anaacutelise do processo de siacutentese

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Engenharia de materiais) Universidade Estadual do Norte Fluminense (UENF) 2015

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Acta Crystallogr International Union of Crystallography p 22 1 151-152 1967

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[48] TOBY B H EXPGUI a graphical user interface for GSAS J Appl Cryst v34 p 210-

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[49] STEPHENS PW Phenomenological model of anisotropic peak broadening in powder

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Acesso em 02 mar 2017

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