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Cerâmica

Print version ISSN 0366-6913

Cerâmica vol.58 no.345 São Paulo Jan./Mar. 2012

http://dx.doi.org/10.1590/S0366-69132012000100004 

Síntese e caracterização do compósito Al2O3 -YAG e do Al2O3-YAG e Al2O3 aditivados com Nb2O5

 

Synthesis and characterization of Al2O3 -YAG composite and Al2O3-YAG and Al2O3 with Nb2O5 additives

 

 

R. F. Cabral I, II; L. H. L. LouroI; M. H. Prado da SilvaI; J. B. CamposIII; E. S. LimaI

IInstituto Militar de Engenharia - IME. ricardof@ime.eb.br, louro@ime.eb.br, marceloprado@ime.eb.br, sousalima@ime.eb.br
IICentro Universitário Estadual da Zona Oeste - UEZO
IIIDepartamento de Engenharia Mecânica, UERJ/Centro Brasileiro de Pesquisas Físicas. brant@uerj.br

 

 


RESUMO

O compósito Al2O3-YAG possui alta resistência à corrosão e à fluência em ambientes agressivos, o que permite vislumbrar aplicações bastante atrativas, tais como aletas de motores a jato e de turbinas a gás. Este compósito também apresenta elevada dureza e alta resistência à abrasão possibilitando o seu emprego em blindagens balísticas. Nesse estudo os pós precursores de Al2O3, Y2O3 e Nb2O5 foram homogeneizados em moinho de bolas planetário por 4 h, secados em estufa a 120 ºC por 48 h, desaglomerados e peneirados. O compósito Al2O3-YAG foi produzido a partir das misturas de Al2O3-Y2O3 a 1300 ºC por 2 h. Foram produzidas amostras de Al2O3-YAG, Al2O3-YAG com Nb2O5 e Al2O3 com Nb2O5. Posteriormente os pós foram prensados uniaxialmente a 70 MPa. A sinterização foi feita a 1400 e 1450 ºC. Os pós como recebidos e os processados foram caracterizados quanto à área de superfície específica e ao tamanho médio de partícula. Os materiais sinterizados foram caracterizados por densidade e porosidade aparente pelo método de Arquimedes e avaliados quanto à retração e à perda de massa. Os resultados mostraram que são necessários ainda ajustes nas condições de sinterização da composição Al2O3-YAG com Nb2O5 para melhorar a densificação e a retração, que foram baixas, da ordem de 60 e 3%, respectivamente. O Al2O3 aditivado com Nb2O5, por sua vez, apresentou uma densificação satisfatória, de 96% e uma retração em torno de 15%.

Palavras-chave: Al2O3, YAG, YNbO4, sinterização.


ABSTRACT

The Al2O3-YAG composite exhibits high corrosion and creep resistance in aggressive environments, which provides quite glimpse attractive applications such as jet engine vanes and as gas turbines. This composite also shows high hardness and wear resistance allowing its use in ballistic armor. In this study, precursor powders of Al2O3, Y2O3 and Nb2O5 were homogeneously mixed in a planetary ball mill for 4 h, dried in an oven at 120 ºC for 48 h, sieved and deagglomerated. The Al2O3-YAG composite was produced from mixtures of Al2O3-Y2O3 at 1300 ºC for 2 h. Samples of Al2O3-YAG, Al2O3-YAG with Nb2O5 and Al2O3 with Nb2O5 were produced. Each powder composition was uniaxially pressed at 70 MPa. Sintering was performed at 1400 and 1450 ºC. The powders as received and as processed were characterized for specific surface area and particle size. The sintered materials were characterized by apparent density and porosity by the Archimedes method and evaluated for shrinkage and loss of mass. The obtained results showed that further adjustments are needed in the sintering conditions of Al2O3-YAG composition with Nb2O5 in order to improve the densification and shrinkage, which were low, 60% and 3%, respectively. The Al2O3 with Nb2O5 addition, on the other hand, presented a satisfactory densification of 96% and shrinkage around 15%.

Keywords: Al2O3, YAG, YNbO4, sintering.


 

 

INTRODUÇÃO

Na década de 90, diversos pesquisadores mostraram que o YAG (Y3Al5O12 - Yttrium Aluminum Garnet) é um dos óxidos de maior resistência à fluência em elevadas temperaturas [1, 2]. Além de resistir à vaporização em baixas pressões parciais de O2, o YAG não tem mudança de fase até a temperatura de fusão. Estas características permitem o seu emprego na formação de compósitos cerâmicos/óxidos como matriz ou reforço. Em relação ao Al2O3 particularmente, o YAG é quimicamente estável, possui coeficiente de expansão térmica semelhante e forma um eutético a 1826 ºC. Isto permite um processamento por fusão [1, 2], tornando o compósito Al2O3-YAG bastante atrativo. O diagrama de fases do sistema Al2O3-Y2O3 [3], mostrado na Fig. 1, é formado pelas fases YAG, YAP (YAlO3 - Yttrium Aluminum Perovskite) e YAM (Y4Al2O9 - Yttrium Aluminum Monoclinic). As linhas cheias representam o diagrama de equilíbrio, no qual a composição eutética entre 18,5 e 20,5 mol% de Y2O3 permite a formação do compósito Al2O3-YAG. Este possui uma temperatura de fusão de 1826 ºC (ponto E). As linhas tracejadas representam a reação eutética metaestável, cuja composição de 23 mol% de Y2O3 possibilita obter o compósito Al2O3-YAP (ponto E') [1, 4]. Por meio da mistura de Al2O3-Y2O3 ou YAG pode-se obter, por sinterização ou por fusão, o compósito Al2O3-YAG, onde duas microestruturas podem ser formadas: bifásica ou eutética, respectivamente. O compósito eutético Al2O3-YAG normalmente é fabricado em três diferentes formas: monocristais eutéticos, fibras eutéticas e pós eutéticos, por meio da fusão de pós de Al2O3-Y2O3 ou YAG, sendo estes processos de fabricação complexos e caros [2]. Já a produção do compósito bifásico se dá mediante a sinterização de pós de Al2O3-Y2O3 ou YAG, podendo ser obtido inclusive fora da composição eutética.

 

 

MATERIAIS E MÉTODOS

Os pós inicialmente utilizados nesta pesquisa foram Al2O3, Y2O3 e Nb2O5. O Al2O3 foi do tipo A-1000 SG, Alcoa Alumínio S.A, 99,83% e tamanho médio de partícula 0,41 µm. Y2O3, do tipo REO (Alfa Aesar) possui pureza de 99,90% e tamanho médio de partícula de 4,40 µm. O Nb2O5 usado nesta pesquisa foi do tipo HP 311, produzido pela CBMM (Companhia Brasileira de Mineração e Metalurgia), com pureza 98,50% e tamanho médio de partícula de 9,79 µm. Os pós de Al2O3 e Y2O3 foram misturados na composição eutética 63,65% em peso de Al2O3 e 36,35% em peso de Y2O3, que na Fig. 1 representa 18,5 e 81,5% mol, de Al2O3 e Y2O3, respectivamente, como também pode ser visto na Tabela I. O compósito Al2O3-YAG em pó foi obtido de acordo com metodologia descrita em trabalho anterior [5]. Foram preparadas três misturas: Al2O3-YAG, Al2O3-YAG com 4% em peso de Nb2O5 e Al2O3 aditivada com 4% em peso de Nb2O5. Os materiais foram homogeneizados e moídos em moinho planetário por 4 h. Após a moagem, foi adicionado aos pós 1,5% em peso do ligante polietilenoglicol. Posteriormente estas amostras foram desaglomeradas, peneiradas e compactadas uniaxialmente à 70 MPa. A sinterização foi realizada a 1400 e 1450 ºC, por 2, 3 e 4 h, para os dois primeiros materiais e a 1450 ºC, por 3 h, para o terceiro.

 

 

A Tabela II apresenta as condições de sinterização da literatura para o compósito Al2O3-YAG. Como pode ser verificado, na maioria das pesquisas as temperaturas de sinterização foram da ordem de 1600 ºC utilizando HP em uma faixa de 30 a 300 MPa, em atmosfera de N2. Quanto aos aditivos de sinterização, foram empregados somente MgO e TEOS (tetraetil ortosilicato).

 

 

As Tabelas III e IV apresentam a densidade teórica e o percentual em peso teórico do compósito Al2O3-YAG e do Al2O3 sinterizado com Nb2O5, respectivamente.

 

 

 

 

A área de superfície específica dos pós como recebidos e processados foi caracterizada em analisador de superfície específica Micromeritics Gemini. As amostras foram secas em estufa (Vac Prep 061) a 150 ºC, por 24 h para remover a umidade, e posteriormente desgaseificadas com N2 a 200 ºC, por 3 h.

A análise do tamanho de partícula tanto dos pós como recebidos quanto processados, foi realizada por granulometria a laser, empregando-se um analisador de tamanho de partícula Malvern Hydro 2000 SM. As amostras foram preparadas por meio da adição de 2 mL do diluente hexametafosfato de sódio para 10 mL de água destilada. Nesta análise, foi utilizado o programa Mastersize 2000 que realiza cinco medidas para obter uma média aritmética na distribuição de 90, 50 e 10% passante (d90, d50 e d10).

A porosidade e a densidade foram obtidas pelo princípio de Arquimedes, de acordo com a NBR 6220 da ABNT (Associação Brasileira de Normas Técnicas), que fornece a porosidade aparente (Pa) e a densidade de massa aparente (dma). A porosidade aparente é definida como o quociente do volume dos poros abertos pelo volume aparente, calculado pelo volume do material sólido mais o volume dos poros abertos e fechados. A densidade de massa aparente, por sua vez, é calculada pela razão da massa seca pelo volume aparente. O percentual da densidade teórica foi obtido por meio da razão entre a massa específica e a densidade calculada por meio da regra das misturas com os percentuais em peso das fases determinadas pelo método de Rietveld. Foi usada uma balança do tipo Mettler AE200, precisão 10-4 g.

As análises por difração de raios X foram realizadas nos corpos de prova sinterizados, em difratômetro PANalytical X'Pert Pro, radiação Cukα de comprimento de onda 1,5453 Å, com uma tensão de tubo de 40 kV, corrente de 40 mA e varredura com 2θ entre 20 e 80º. O tempo de coleta foi 5 s por passo, com 1º, 1º e 0,3º para a fenda incidente, divergente e programável, respectivamente. Os resultados das análises por difração de raios X foram refinados pelo método de Rietveld para a quantificação de fases, usando o programa Topas versão acadêmica. Este método utiliza um algoritmo baseado no ajuste de curvas por mínimos quadrados [14, 15].

Foram medidas as dimensões do diâmetro e da espessura do corpo verde e do corpo sinterizado com um micrômetro com precisão de 10-2 mm. Também foi medida a massa do corpo verde e do sinterizado para se verificar a perda percentual de massa.

 

RESULTADOS E DISCUSSÃO

A Fig. 2 apresenta a distribuição de área de superfície dos pós como recebidos, da mistura Al2O3-Y2O3 com 1, 30, 60 e 120 min de moagem, Al2O3-YAG e Al2O3-YAG com 4% em peso de Nb2O5, nos tempos de 120 e 240 min. As misturas Al2O3-Y2O3 e Al2O3-YAG apresentaram áreas superficiais crescentes com o aumento do tempo de moagem. A mistura Al2O3-YAG com Nb2O5 não apresentou variação de área superficial, provavelmente pelo fato do tempo de moagem não ter sido suficiente para reduzir de forma perceptível o tamanho das partículas de Nb2O5.

 

 

Os resultados de distribuição de tamanho de partícula para a mistura Al2O3-Y2O3 são mostrados na Fig. 3. No tempo de 120 min, d90, que corresponde a 90% em volume do material passante, foi maior do que nos tempos de 30 e 60 min. Possivelmente, o pó não foi convenientemente preparado podendo ter ocorrido aglomeração durante a análise. O percentual d50 sofreu uma pequena queda com o tempo de moagem, enquanto que d10 praticamente não variou. Por meio de comparação desta técnica com a de BET, é possível perceber que os resultados estão coerentes, ou seja, à medida que o tamanho de partícula diminui, a área de superfície aumenta.

 

 

As Figs. 4a e 4b mostram valores passantes para os pós de Al2O3-YAG e Al2O3-YAG com Nb2 O5, respectivamente, sendo que o valor de d90 foi maior no tempo de 4 h de moagem nos dois compósitos. Isto pode ter ocorrido devido à aglomeração no momento da análise. Para os passantes d50 e d10, praticamente não houve variação de tamanho de partícula nos tempos de 2 e 4 h de moagem para os dois materiais.

 


 

A Tabela V mostra a quantificação de fases obtida pelo método de Rietveld dos compósitos Al2O3-YAG com e sem Nb2O5, sinterizados, por 2, 3 e 4 h, à 1400 e 1450 ºC e do Al2O3 com Nb2O5 sinterizado, por 3 h, a 1450 ºC. Ela indica também, que o percentual em peso de Al2O3 presente nos compósitos situou-se acima de 62%. Este valor é superior ao esperado para este material, de 36,30% em peso, como pode ser observado na Tabela III. Este valor deve-se à aditivação secundária proveniente das bolas de moagem de Al2O3 [5, 16], tanto na moagem da mistura inicial quanto na do compósito.

 

 

Ainda de acordo com a Tabela V, nas amostras de Al2O3 com Nb2O5 o valor de Al2O3 encontrado foi de 97,4% em peso, superior à quantidade esperada de 94,47% em peso da Tabela IV. A formação de 1,2% em peso de AlNbO4 está abaixo do valor esperado de 5,53% em peso da mesma tabela e restou ainda 1,4% de Nb2O5. Em outros trabalhos [17, 18] houve a formação completa do AlNbO4. Possivelmente deveria ter sido empregada uma temperatura de sinterização maior e uma taxa de aquecimento mais lenta, para que todo o Nb2O5 pudesse reagir com o Al2O3 para a completa formação do AlNbO4. Provavelmente a aditivação secundária oriunda das bolas de moagem de Al2O3, citada anteriormente, também tenha contribuído para este valor elevado de Al2O3.

As Figs. 5a e 5b mostram os gráficos de porosidade aparente (Pa) em função da temperatura de sinterização dos compósitos Al2O3-YAG e Al2O3-YAG com Nb2O5, respectivamente. Em ambas observou-se um decréscimo na porosidade aparente com o aumento da temperatura. Contudo, a amostra Al2O3-YAG com Nb2O5 apresentou maiores valores de porosidade, como pode ser visto na Fig. 5b. Este resultado pode ser devido à formação do YNbO4, como pode ser verificado na Tabela V. A redução da porosidade com o aumento de temperatura indica que temperaturas superiores àquelas utilizadas nesta pesquisa poderiam proporcionar uma redução ainda maior.

 


 

Nas Figs. 6a e 6b são apresentados os valores de densidade percentual dos compósitos Al2O3-YAG, Al2O3-YAG com Nb2O5 e do Al2O3 com Nb2O5. É possível verificar que houve um aumento da densidade com o aumento de temperatura. Além disto, os resultados do segundo compósito apresentam valores de densidade inferiores em relação ao primeiro. Estes dados estão coerentes com aqueles de porosidade, conforme as Figs. 5a e 5b. Por outro lado, o Al2O3 com Nb2O5 apresentou densificação satisfatória, de 96% [18] e uma porosidade aparente de 4%.

 


 

Os resultados de retração percentual do diâmetro e da espessura dos compósitos Al2O3-YAG e Al2O3-YAG com Nb2O5 apresentaram valores mais significativos em 1450 ºC do que em 1400 ºC, sendo de 2,5 a 4,5% e de 1,5 a 3,0%, respectivamente. Já para o Al2O3 com Nb2O5 as retrações foram de 18,8% para o diâmetro e 15,3% para a espessura. A perda de massa para o compósito Al2O3-YAG aumentou, aproximadamente de 1,0 a 2,5% em função da temperatura, como pode ser observado na Fig. 7a; já no compósito Al2O3-YAG com Nb2O5 (Fig. 7b) não houve variação de perda de massa com o aumento de temperatura. Possivelmente isto ocorreu devido à pequena variação nos patamares de temperatura de sinterização. Sendo assim, não houve pressão de vapor suficiente para uma variação de perda de massa mais perceptível. Por outro lado, nas amostras de Al2O3 com Nb2O5 o valor foi de 2,6%, provavelmente pela volatilização do AlNbO4 [18].

 


 

CONCLUSÕES

Possivelmente a dispersão dos pós para a análise de tamanho de partícula não tenha sido eficiente, pois algumas misturas apresentaram valores de d90 superiores em maiores tempos de moagem. Assim, para que a medida do tamanho de partícula fosse mais representativa, deveriam ter sido realizadas mais análises. As temperaturas de 1400 e de 1450 ºC não foram suficientes para promover uma densificação satisfatória. Contudo, embora a sinterização de Al2O3-YAG com Nb2O5 não possua referência na literatura, os resultados indicam que o aumento de temperatura poderia promover uma maior densificação, pelo fato da porosidade percentual média ter sido reduzida com o seu aumento nos dois compósitos. A retração linear do diâmetro e da espessura dos compósitos Al2O3-YAG e Al2O3-YAG com Nb2O5 apresentaram pequeno acréscimo em função do aumento do tempo e da temperatura de sinterização, quando comparados com o Al2O3 com Nb2O5. A perda de massa dos compósitos não apresentou mudança com o aumento de tempo e temperatura. Porém, para o Al2O3 com Nb2O5 apresentou variação mais significativa.

 

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Rec. 08/11/2010
Rev. 27/01/2011
Ac. 08/05/2011