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MICROESTRUTURA E PROPRIEDADES MECÂNICAS DO COMPÓSITO Si3N4/TaC
A.C.S.Coutinho, J.C.Bressiani, A.H.A.Bressiani IPEN – Instituto de Pesquisas Energéticas e Nucleares
Av. Prof. Lineu Prestes, 2242 – Cidade Universitária CEP: 05508-000 - São Paulo/SP
accoutin@ipen.br
RESUMO
O Si3N4 tem sido muito estudado devido à excelente combinação de propriedades
termomecânicas. Visando melhorar as propriedades mecânicas do Si3N4, várias
pesquisas têm se concentrado no desenvolvimento de compósitos à base de Si3N4.
Neste trabalho é analisada a microestrutura e propriedades mecânicas do compósito
Si3N4/10%vol TaC. As amostras foram sinterizadas a 1750°C e 1800°C, por 1h e
caracterizadas por DRX e MEV. Os ensaios de dureza foram realizados com carga
de 300N. Os compósitos apresentam alta densidade (>96%Dt) e somente as fases
β-Si3N4 e TaC foram identificadas. A dureza do compósito (12,3GPa) é menor que a
do Si3N4 monolítico (13,8GPa), entretanto o valor de tenacidade à fratura do
compósito (6,7MPa.m1/2) é maior que do Si3N4 monolítico (4,7MPa.m1/2). As
partículas de TaC permanecem como fase inerte nos contornos de grão, dificultando
a propagação de trincas e contribuindo para a melhoria da tenacidade à fratura do
compósito.
Palavras-chaves: Compósitos, Si3N4, TaC, Propriedades Mecânicas
INTRODUÇÃO
O Si3N4 tem sido intensamente estudado devido ao seu grande potencial para
uso como cerâmica estrutural em temperatura ambiente ou alta temperatura. Suas
excelentes propriedades mecânicas, térmicas e químicas fizeram com que várias
aplicações, como ferramentas de corte e meios de moagem fossem
1
desenvolvidas(1,(2). A tenacidade à fratura, no entanto, é um dos principais fatores
que limitam o uso de Si3N4 comercialmente(3). Para contornar esta limitação têm sido
desenvolvidos materiais compósitos à base de Si3N4, com a introdução de SiC ou
TiC, cujo principal objetivo é torná-los mais confiáveis(3). Um dos principais objetivos
ao se adicionar um reforço particulado a uma matriz é controlar a microestrutura e
consequentemente melhorar as propriedades mecânicas do material. O controle da
microestrutura é fundamental para criar mecanismos de tenacificação como deflexão
ou ramificação da trinca. Estes mecanismos fazem com que a tensão na ponta da
trinca seja distribuída e consequentemente a energia necessária para a propagação
da trinca, maior(4). As propriedades mecânicas do Si3N4 e dos compósitos à base de
Si3N4 possuem uma complexa relação com as características morfológicas dos
grãos (diâmetro médio, razão de aspecto, distribuição de tamanhos, estrutura mono-
ou bimodal, etc), as características físicas e químicas da interface, o estado de
tensão residual presente no material, etc. Os principais mecanismos tenacificantes
promovidos pela presença de grãos alongados e partículas reforçantes são o
microtrincamento, a deflexão de trinca e a ramificação de trinca(5).
Como a tenacificação do material não depende exclusivamente da presença de
grãos alongados, a trinca deve se propagar pela interface entre o grão reforçante e a
fase vítrea (propagação intergranular), provocando uma maior dissipação de energia
pela formação de novas superfícies, pelo aumento de seu trajeto e pelo
destacamento de grãos(6-(8).
A literatura cita dois principais mecanismos que influenciam o modo da trinca
se propagar. São eles:
• Diferenças entre o coeficiente de expansão térmica entre as fases do
compósito: Si3N4, partículas de segunda fase nos contornos de grãos e
entre a fase formada pelos aditivos de sinterização. Durante o
resfriamento, a diferença de coeficiente de expansão térmica provoca
tensões no material que irão influenciar a propagação de trincas;
• A estrutura de ligações atômicas que se formam nas interfaces β-Si3N4,
fase vítrea e reforço.
Alguns trabalhos(6-(9) relacionam valores de tenacidade à fratura à composição
química da fase intergranular. A análise da propagação de trincas formadas por
impressão Vickers revela que o plano da trinca, quando intercepta o eixo longitudinal
2
do grão alongado de β-Si3N4, pode se propagar pela interface ou fraturar o grão,
dependendo do ângulo de incidência (θ) da trinca no grão. Na Figura 1 é
apresentada, de forma esquemática, esta interação, trinca/grão alongado,
mostrando o ângulo de incidência e o mecanismo de deslocamento interfacial. Pode-
se observar que quanto mais o ângulo de incidência se aproxima de 90°, mais difícil
se torna para a trinca desviar pela interface e portanto a probabilidade de ocorrer
uma fratura transgranular é maior. Neste caso, a presença de uma interface mais
resistente, ou pela escolha de aditivos de sinterização que formem fases
intergranulares resistentes à propagação de trincas ou pela presença de uma fase
reforçante que dificulte a propagação de trinca pelos contornos de grãos, aumentaria
a tenacidade à fratura do material.
Figura 1 – Trinca defletida ao longo da interface vidro/reforço, com ângulo θ. A
distância que a trinca se propaga, ldb, está associada ao ângulo de incidência da
trinca(7)
Em relação às propriedades mecânicas destes compósitos, pode-se afirmar
que o tamanho dos grãos de β-Si3N4 (razão de aspecto) e a presença de partículas
intergranulares são responsáveis pela tenacificação destes compósitos(10). A Figura
2 apresenta a influência da razão de aspecto dos grãos de Si3N4 na deflexão de
trinca.
3
Figura 2 – Influência da razão de aspecto na deflexão de trinca(1)
MATERIAIS E MÉTODOS
Para o estudo do compósito Si3N4/TaC, foram utilizados como pós de partida
α-Si3N4 (M11 – H.C. Starck, com 92,7% de α-Si3N4), Y2O3 (Aldrich Chemical –
USA), Al2O3(A16/SG – Alcoa) e TaC (HGS – H.C. Starck – Alemanha).
Inicialmente foi preparada uma composição base constituída de 90% em
massa de α-Si3N4, 6% em massa de Y2O3 e 4% em massa de Al2O3. Os pós
foram misturados em moinho de alta energia (Attritor), por 4 horas, rotação 300 rpm
e meio líquido para moagem álcool isopropílico. A suspensão obtida foi seca em
rotoevaporador e o pó desaglomerado em malha ASTM 80. Esta composição é
denominada CB.
O compósito foi preparado seguindo a mesma rota de preparação. À CB foi
adicionado 10% em volume de TaC e após a desaglomeração, o pó foi compactado
por prensagem uniaxial (50MPa) e isostática à frio (200MPa). Os pós foram
caracterizados quanto à distribuição de tamanho de partícula e área de superfície
específica.
A densidade à verde das amostras foi determinada pelo método geométrico e
são apresentadas na
4
Tabela I.
5
Tabela I – Densidade à verde e teórica das amostras em estudo
Amostra Dv (g/cm3) Dt (%)
CB 1,87±0,005 57
CB+10%volTaC 2,43±0,014 56
A sinterização foi realizada em forno de resistência de grafite (Thermal
Technologies, Santa Barbara, USA) a 1750°C/1h e 1800°C/1h, com camada
protetora da mistura dos pós de α-Si3N4, Y2O3 e Al2O3.
A densidade das amostras sinterizadas em forno de resistência de grafite foi
determinada pelo método de imersão e as fases cristalinas, por difração de raios X.
Para a análise microestrutural, as amostras foram cortadas longitudinalmente,
polidas em suspensão de diamante até 1µm e atacadas por plasma (CF4).
As propriedades mecânicas foram avaliadas por ensaio de dureza Vickers. A
determinação da carga crítica foi realizada aplicando-se cargas de 50 a 500N, por 15
segundos na superfície polida do compósito.
Após a determinação da carga crítica, foram realizadas 5 impressões em cada
amostra, mantendo uma distância de pelo menos 2 vezes e meia o tamanho das
trincas. As trincas e as diagonais das impressões foram medidas logo após o ensaio
no próprio equipamento.
A dureza foi determinada segundo a equação (A) e a tenacidade à fratura
calculada pela equação universal (B).
2
21362
d
Psen
APH
o
v
⎟⎟⎠
⎞⎜⎜⎝
⎛
==
2
8544,1d
PH v = (A)
Onde: Hv é a dureza Vickers (GPa), P é a carga aplicada (N), A é a área da
impressão Vickers (m2) e d é a diagonal da impressão Vickers (m)
6
αφ
φ4,0
2/1
51,1)18/(
⎟⎟⎠
⎞⎜⎜⎝
⎛⎟⎠⎞
⎜⎝⎛
⎟⎠⎞
⎜⎝⎛
=
−
EH
Ha
ac
K
ac
Ic (B)
⎥⎥⎦
⎤
⎢⎢⎣
⎡⎟⎠⎞
⎜⎝⎛
+−
−=4
15,048114
υυα
Onde: KIc é a tenacidade à fratura (MPam1/2); H é a dureza Vickers (GPa); a é a
meia diagonal da impressão; c=l+a, onde l é o comprimento da trinca (m); φ é o fator
de constrição; α é uma constante do material em função da razão de Poison; E é o
módulo de Young.
RESULTADOS E DISCUSSÃO
A distribuição granulométrica das misturas foi obtida por espalhamento a laser,
sendo observada distribuição homogênea e diâmetro médio de partículas de
aproximadamente 0,45µm.
0,1 1
0
20
40
60
80
100
CB CB+10vol% TaC
Mas
sa A
cum
ulad
a (%
)
Diâmetro Médio (µm) Figura 3 - Distribuição granulométrica das composições em estudo
As densidades e a perda de massa dos compósitos sinterizados em forno de
resistência de grafite são apresentadas na Tabela II.
7
Tabela II - Densidade relativa dos compósitos sinterizados em forno de
resistência de grafite.
SINTERIZAÇÃO
1750°C/1h 1800°C/1h
Amostra Dt (g/cm3) %Dt
Perda de massa
(%) %Dt
Perda de massa
(%) CB 3,30 97 2,1 98 3,0
CB+10%vTaC 4,36 96 1,7 97 2,7 Observa-se que a adição de 10% em volume de TaC não influencia
significativamente a densificação do material, obtendo-se alta densidade do
compósito. A perda de massa também é baixa para as condições de sinterização
utilizadas.
Os resultados de difração de raios X indicam que não houve interação entre o
TaC e os aditivos de sinterização ou com o nitreto de silício, Figura 4. Portanto,
conclui-se que as partículas de TaC permanecem como uma fase inerte durante a
sinterização.
0 20 40 60 80 100
TaCTaC
TaCTaC
TaC
TaC
ββββββββββ
ββ
1800°C/1h
CB+10% TaC
1750°C/1h
U.A
.
2θ Figura 4 – Difração de raios – X das amostras sinterizadas a 1750oC/1h e a
1800oC/1h em atmosfera de N2
A microestrutura do compósito é apresentada na
Figura 5. A microestrutura observada é típica de cerâmicas à base de Si3N4:
grãos alongados de β-Si3N4, (mais escuro) dispersos em uma fase formada pelos
8
aditivos de sinterização. Nos compósitos pode-se observar a presença de grãos
alongados de β-Si3N4, semelhantes aos grãos observados na composição base e
partículas de TaC nos contornos de grãos. A presença de TaC faz com que os grãos
de β-Si3N4 sejam menores que os observados na composição base. Em algumas
regiões do compósito é possível observar que as partículas de TaC bloqueiam o
crescimento dos grãos de β-Si3N4. Os grãos de β-Si3N4 são menores na amostra
sinterizada a 1750oC e maiores quando sinterizados a 1800oC.
A dureza do compósito com 10% em volume de TaC foi avaliada através do
método de impressões Vickers. Para determinar a carga a carga crítica, foram
realizadas impressões Vickers, com diferentes cargas, nas superfícies da amostra
polida (Figura 6 (a)). As diagonais das trincas (Figura 6 (b)) foram medidas com
auxílio de um microscópio óptico e para o cálculo da dureza foi utilizada a Eq. A. A
carga crítica para o material é aproximadamente 300N.
(a) (b) (c) Figura 5 – Microscopia eletrônica de varredura das amostras: (a)CB; (b)
CB+10%TaC sinterizada a 1750oC/1h; (c) 10%TaC sinterizada a 1800oC/1h
0 100 200 300 400 500
15
16
17
Hv(
GP
a)
Carga(N) (a) (b)
Figura 6 – (a) Impressão Vickers na amostra CB+10%TaC, 300N e (b) determinação
da carga crítica para o compósito CB+10%vol TaC
9
Os valores de dureza e tenacidade à fratura, obtidos para a composição base e
para o compósito, são apresentados na Tabela III.
Em relação à dureza, observa-se que a adição de TaC fez com que a dureza
do compósito diminuísse. Entretanto, os valores de tenacidade à fratura do
compósito são maiores que os observados no nitreto de silício monolítico.
Tabela III – Dureza e tenacidade à fratura do compósito CB+10%vol TaC.
CB CB+10%vol TaC 1750°C/1h 1750°C/1h 1800°C/1h Hv (GPa) 13,8±0,3 11,5±0,1 12,3±0,5 KIc 4,7±0,1 5,7±0,2 6,7±0,8
Observa-se que a dureza do compósito é menor que a observada na
composição base, mas os valores de tenacidade à fratura aumentam
significativamente.
As partículas de TaC nos contornos de grãos promovem o aumento da
tenacidade à fratura do compósito. O principal mecanismo atuante é a deflexão de
trinca (Figura 7). O aumento de tenacidade à fratura observado no compósito
sinterizado a 1750oC está relacionado à presença de partículas inertes nos
contornos de grãos, favorecendo a deflexão de trinca. Com o aumento da
temperatura de sinterização, ocorre o crescimento dos grãos de β-Si3N4 com maior
razão de aspecto, favorecendo a deflexão da trinca (Figura 2).
(a) (b)
Figura 7 – Deflexão e ramificação de trinca observada por microscopia eletrônica de
varredura nos compósitos: (a) 10%TaC sinterizado a 1750oC/1h e (b) 10% TaC
sinterizado a 1800oC/1h.
10
CONCLUSÕES
Neste trabalho foi estudado a influência da adição de 10% em volume de
partículas de TaC ao Si3N4. A adição de TaC nas condições de sinterização
utilizada, não influencia a densificação do Si3N4.
Foi observada a completa transformação α→β-Si3N4, indicando que a
quantidade de líquido no sistema é suficiente. O TaC permanece como fase inerte. A
microestrutura dos compósitos apresenta grãos de β-Si3N4 e partículas de TaC nos
contornos de grãos.
A dureza dos compósitos é menor que a dureza da composição base,
entretanto a tenacidade à fratura observada no compósito é maior. O aumento da
tenacidade deve estar relacionado à presença da fase TaC nos contornos de grãos,
dificultando a propagação de trincas e consequentemente, aumentando a
tenacidade à fratura do compósito.
RERERÊNCIAS BIBLIOGRÁFICAS
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412, 2001
MICROSTRUCTURE AND MECHANICAL PROPERTIES OF SI3N4/TAC BASED
COMPOSITES
ABSTRACT
Silicon Nitride based ceramics has been deeply studied due to its excellent
combination of thermomechanical properties. In order to enhance the Si3N4
mechanical properties, many researchs are focused on the developing of Si3N4
based composites.. In this work the microstructure and mechanical properties of
Si3N4-10%TaC composite was investigated. The samples were sintered in a gas
pressure furnace with a graphite heating element at 1750oC and 1800oC for 1 hour,
in nitrogen atmosphere. Sintered samples were characterized by SEM and XRD. The
hardness and fracture toughness were determined by Vickers indentation technique.
The composite exhibit high density (>96%Dt) and the major phases are β-Si3N4 and
TaC. The composite exhibit hardness higher than 12 GPa, but lower than the
hardness of the monolithic Si3N4. However, the fracture toughness of the composite
(6,7 MPa.m1/2) is higher than the monolithic Si3N4 (4,7MPa.m1/2). The particles of
TaC remain as inert phase in grain boundaries. The predominant mechanism of
materials toughening has been defined as crack deflection.
Key-words: Silicon Nitride, Composites, TaC, Mechanical Properties
12