Microestrutura e propriedades mecânicas de compostos de matriz de titânio reforçados com óxido de grafeno sintetizados por sinterização prensada a quente

Resumo

Compósitos de matriz de Ti reforçados com 1–5% em peso de óxido de grafeno (GO) foram preparados por sinterização prensada a quente em atmosfera de argônio. O efeito da temperatura de sinterização nas microestruturas e propriedades mecânicas do compósito também foi avaliado. Os resultados mostram que nanopartículas de TiC foram formadas in situ como produtos interfaciais via reação entre Ti e GO durante a sinterização. Com o aumento do teor de GO e da temperatura de sinterização, a quantidade de TiC aumentou, melhorando as propriedades mecânicas dos compósitos. GO também foi parcialmente retido com uma estrutura lamelar após a sinterização. O compósito reforçado com 5% em peso de GO exibiu uma dureza de 457 HV, 48,4% maior que a do Ti puro em 1473 K. O compósito Ti-2,5% em peso de GO sinterizado a 1473 K alcançou um limite de escoamento máximo de 1294 MPa, que foi 62,7% maior do que o Ti puro. Aumentar ainda mais o teor de GO para 5% em peso levou a uma ligeira diminuição no limite de elasticidade devido à aglomeração de GO. A morfologia da fratura do compósito reforçado com GO exibiu uma fratura de quase clivagem, enquanto a da matriz de Ti puro apresentou uma fratura dúctil. O principal mecanismo de fortalecimento incluiu refinamento de grãos, fortalecimento de solução e fortalecimento de dispersão de TiC e GO.

Introdução

A crescente demanda por materiais leves e de alto desempenho para a indústria aeroespacial nos últimos anos levou ao desenvolvimento de compósitos com matriz de metal (MMCs). Como MMCs típicos, os compósitos de matriz de titânio (TMCs) têm sido considerados candidatos potenciais devido à sua excelente resistência específica, resistência ao desgaste e desempenho em alta temperatura. As cerâmicas refratárias (TiC [1, 2], SiC [3] e TiB [4, 5]), bem como a fibra de SiC [6] com um alto ponto de fusão, excelente estabilidade oxidativa e boa estabilidade térmica geralmente têm sido considerados como reforços ideais. No entanto, a tenacidade da matriz pode ser reduzida devido à fragilidade inerente do reforço cerâmico. TMCs reforçados com fibra também são limitados pela anisotropia da fibra, levando a um desempenho instável.

Devido à sua baixa densidade e excelentes propriedades, os nanomateriais carbonosos, incluindo nanotubos de carbono e grafeno, têm atraído consideravelmente mais atenção como reforço para atingir requisitos como leveza e alta resistência para TMCs. O grafeno consiste em uma camada de um único átomo de sp ² - átomos de carbono hibridizados tem uma grande área de superfície específica teórica de 2630 m ² / g [7]. Nos últimos anos, o grafeno como reforço tem sido amplamente utilizado para melhorar o desempenho da matriz devido às suas extraordinárias propriedades elétricas, térmicas e mecânicas [8,9,10]. Yan et al. [11] fabricou um composto de alumínio reforçado com 0,5% em peso de nanoflocos de grafeno (GNFs) por prensagem isostática a quente a 1073 K. Os resultados indicaram que a resistência à tração aumentou de 214 MPa de alumínio puro para 319 MPa ao preencher 0,5% em peso de GNFs. Li et al. [12] usaram 0,8 vol.% De nanopartículas de grafeno decoradas com nanopartículas de Ni como componentes de reforço para preparar compósitos de matriz de Cu por sinterização de plasma de centelha; esses compósitos exibiram resistência à tração final 43% maior do que o Cu puro. Gao et al. [13] relataram que a maior resistência à tração final, dureza Vickers e condutividade térmica foram alcançadas quando 0,3% em peso de grafeno foi adicionado à matriz de cobre. No entanto, as propriedades acima mencionadas não puderam ser melhoradas, mesmo quando o teor de grafeno continuou a aumentar. Um fenômeno semelhante foi relatado por Song et al. [14], que sugeriu que as propriedades mecânicas do compósito atingiram o máximo quando 0,5% em peso de grafeno multicamadas foi adicionado à matriz de titânio. A melhoria adicional no desempenho dos compósitos com reforço adicional foi limitada por causa da forte aglomeração de materiais nano-carbono. Várias tentativas, incluindo agitação ultrassônica [15], moagem de bolas de alta energia [16] e tratamento de ativação de superfície [17], foram desenvolvidas para melhorar a dispersibilidade dos reforços na matriz; no entanto, nenhuma melhora evidente foi observada.

O óxido de grafeno (GO) é um importante derivado do grafeno e contém vários grupos funcionais de oxigênio (hidroxila, ácido carboxílico e epóxi) na superfície e nas bordas da folha, melhorando assim a dispersibilidade em solventes [18,19,20]. Kwon et al. [21] compósitos fabricados de AlMg5-1% em volume de GO por metalurgia do pó; a resistência à tração final e a macro-dureza foram cerca de duas vezes maiores que as ligas AlMg5 em condições semelhantes. Lin et al. [22] compósitos de matriz de Fe preparados com óxido de grafeno de camada única por aquecimento a laser; os resultados indicaram que a microdureza superficial dos compósitos de Fe-2% em peso GO aumentou 93,5% em relação ao ferro puro. No entanto, poucos estudos relatam o uso do GO como reforço para fortalecer a matriz de titânio. No presente estudo, os TMCs reforçados com GO em diferentes teores foram preparados por sinterização de prensagem a quente. O efeito da temperatura de sinterização nas microestruturas e propriedades mecânicas do compósito também foram avaliados em detalhes.

Métodos / Experimental

Síntese de GO

GO foi preparado usando o método Hummers modificado [23] com grafite como matéria-prima. O pó de grafite foi expandido pela expansão por intercalação à temperatura ambiente antes da oxidação [24]. A área de superfície específica obtida com a abordagem acima mencionada foi uma ordem de magnitude maior do que aquela obtida usando o método tradicional termicamente expandido. Especificamente, 1,0 g de pó de grafite (+ 325 mesh, pureza> 99,95%, Aladdin) e um intercalante com 12,75 g de CrO ₃ (Chuandong Chemical Industry, China) foram adicionados a 10,5 mL de ácido clorídrico (37% em peso, Chuandong Chemical Industry, China). A mistura foi agitada durante 2 h à temperatura ambiente para obter CrO ₃ à base de flocos de composto de intercalação de grafite (GIC). Os flocos de GIC foram então lavados com água desionizada para remover o excesso de reagente e, em seguida, imersos em espécies reativas 60 mL H ₂ O ₂ (30%, Chuandong Chemical Industry, China) por 12 h. O grafite quimicamente expandido (CEG) foi finalmente lavado com água desionizada para remover o H residual ₂ O ₂ e sal de cromo. As reações químicas durante a intercalação e expansão são descritas a seguir:
$$ {\ mathrm {CrO}} _ 3 + 2 \ mathrm {HCl} ={\ mathrm {CrO}} _ 2 {\ mathrm {Cl}} _ 2 + {\ mathrm {H}} _ 2 \ mathrm {O} $$ ( 1) $$ 2 {\ mathrm {Cr} \ mathrm {O}} _ 2 {\ mathrm {Cl}} _ 2 + 3 {\ mathrm {H}} _ 2 \ mathrm {O} ={\ mathrm {H}} _ 2 {\ mathrm {Cr}} _ 2 {\ mathrm {O}} _ 7 + 4 \ mathrm {HCl} $$ (2) $$ {\ mathrm {Cr}} _ 2 {\ mathrm {O}} _ 7 ^ {2- } +2 {\ mathrm {H}} ^ {+} + 4 {\ mathrm {H}} _ 2 {\ mathrm {O}} _ 2 =2 {\ mathrm {Cr} \ mathrm {O}} _ 5 + 5 { \ mathrm {H}} _ 2 \ mathrm {O} $$ (3) $$ 2 {\ mathrm {Cr} \ mathrm {O}} _ 5 + 6 {\ mathrm {H}} ^ {+} + 7 {\ mathrm {H}} _ 2 {\ mathrm {O}} _ 2 =2 {\ mathrm {Cr}} ^ {3 +} + 10 {\ mathrm {H}} _ 2 \ mathrm {O} +7 {\ mathrm {O }} _ 2 \ uparrow $$ (4)
A expansão foi impulsionada pelo O ₂ gerado gás dentro da camada intermediária dos flocos GIC. O CEG como preparado foi incorporado com uma mistura 9:1 de H ₂ concentrado SO ₄ / H ₃ PO ₄ (153,3 mL) e KMnO ₄ (6 g) em um banho de água gelada e, em seguida, agitada por 4 h a 323 K. Após a mistura acima mencionada ser resfriada à temperatura ambiente, 200 mL de água gelada e 15 mL de H ₂ O ₂ foram adicionados para resolver as impurezas insolúveis. Posteriormente, o GO foi depositado após a adição de 30 mL de ácido clorídrico. Após 12 h, a solução concentrada de GO foi preparada lavando-se o GO depositado por centrifugação até que o pH do líquido sobrenadante ultrapassasse 5.

Fabricação dos pós compostos Ti / GO

Pós comerciais de Ti puro (Quanxing Titanium Industry, China) foram usados como materiais de partida. A análise química do Ti puro é apresentada na Tabela 1. Para obter a distribuição ideal das folhas de GO na matriz de Ti, a solução de concentrado de GO preparada foi diluída com álcool etílico (95%, Chuandong Chemical Industry, China). Pós de Ti foram adicionados à solução diluída de GO e dispersos por ultrassom por 10 min para obter uma mistura uniforme. A solução foi então agitada em uma pasta em um estado semi-seco em um banho de água a 333 K para evitar a separação de Ti e GO resultante da diferença de densidade. A lama foi completamente seca em um forno a vácuo a 333 K por mais de 12 h, e a mistura seca foi moída por 10 min para se obter um composto uniforme.

Consolidação de Compostos

Os pós misturados de Ti / GO obtidos foram carregados em uma matriz de grafite com um diâmetro interno de 15 mm e, em seguida, colocados em um forno de prensagem a quente (JVPF-150, Shenyang Jinyan New Material Preparation Technology Co. Ltd.) com uma atmosfera de argônio fluindo . O compacto foi sinterizado a 1073 e 1473 K com uma taxa de aquecimento de 15 K / min por 30 min sob pressão de 50 MPa. As amostras prensadas a quente foram resfriadas à temperatura ambiente no forno com uma taxa de resfriamento de menos de 20 K / min. O esquema do processo de preparação do compósito Ti / GO é mostrado na Fig. 1. As amostras sinterizadas foram cortadas em corpos de prova mecânicos e as superfícies polidas a 1 μm.

Esquema da preparação do composto Ti / GO

Caracterização

A estrutura química do GO foi medida por espectrometria Raman (LabRAM HR Evolution, HORIBA Jobin Yvon SAS), espectroscopia de fotoelétrons de raios-X (XPS, ESCALAB250Xi, Thermo Fisher Scientific) e espectroscopia de infravermelho com transformada de Fourier (FT-IR, Nicolet iN10, Thermo Fisher Scientific). A composição de fase das amostras sinterizadas foi medida por difração de raios X (XRD, D2 PHASER, BRUKER). A estabilidade térmica do GO foi medida por análise termogravimétrica (TGA, TG, 209 F3 Tarso, NETSCH). A análise morfológica e elementar do pó misturado e dos compósitos sinterizados foi conduzida por microscopia eletrônica de varredura (SEM), microscopia eletrônica de transmissão (TEM, FEI Talos F200S G2, Thermo Fisher Scientific Inc.) e espectrometria dispersiva de energia (EDS, TESCAN VEGA 3 LMH, TESCAN). A espessura do GO foi medida por microscopia de força atômica (AFM, Asylum Research MFP-3D-BIO, Oxford Instruments Co). A dureza Vickers, resistência à compressão e condutividade térmica das amostras foram medidas usando um testador de microdureza (HX-1000TM / LCD, Shanghai Taiming Optical Instrument Co. Ltd.), uma máquina de teste de material (MTS 858, MTS) e um laser instrumento de teste de condutividade térmica (LFA457, Netzsch, Ltd.), respectivamente.

Resultados e discussão

Caracterização de GO

A caracterização estrutural do GO conforme preparado é apresentada na Fig. 2. Conforme mostrado nos espectros Raman na Fig. 2a, o GO exibe dois picos distintos em 1347 cm ⁻¹ (Banda D) e 1582 cm ⁻¹ (G-band), que correspondem a defeitos de estrutura e grau de grafitização, respectivamente. O eu _D / eu _G a proporção representa a densidade do defeito para o material de grafeno. Neste estudo, o eu _D / eu _G proporção é 1,460, indicando que muitos dos sp ² originais as ligações no grafite são substituídas pelo grupo do oxigênio induzido durante a oxidação. Para revelar ainda mais a estrutura química do GO, a análise XPS foi realizada e os resultados são mostrados na Fig. 2b. O espectro C1s XPS indica claramente um grau considerável de oxidação de átomos de carbono com diferentes grupos funcionais:o anel não oxigenado C (CC / C =C, ~ 284,6 eV), as ligações simples CO (COH, COC ~ 286,8 eV), o carbonil (C =O, ~ 287,8 eV) e o carboxil (OC =O, ~ 289,0 eV). A energia de ligação de diferentes grupos funcionais está marcada na Fig. 2b. Os resultados acima mencionados também são revelados no resultado FT-IR, mostrado na Fig. 2c. Uma banda de 3400 cm ⁻¹ está associada à vibração de alongamento da ligação O-H. O pico em 1000 cm ⁻¹ corresponde à vibração de alongamento da ligação C-O-C. Além disso, as vibrações de C-O e C =O aparecem na banda com 1230 e 1730 cm ⁻¹ larguras de banda, respectivamente. As curvas TGA de GO são descritas na Fig. 2d. Observa-se uma perda de peso aparente em torno de 433 a 493 K, que é atribuída à decomposição daqueles grupos funcionais instáveis contendo oxigênio. Além disso, o GO pode ser parcialmente reduzido durante a sinterização.

Caracterização estrutural do GO conforme preparado. a Espectros Raman. b Espectro XPS C1s. c Espectros FT-IR. d Enredo TGA

A microestrutura das folhas GO é apresentada na Fig. 3, que revela uma estrutura plana e nítida. O tamanho máximo das folhas GO é de cerca de dezenas de micrômetros e a espessura é de cerca de 1 nm, conforme observado na imagem AFM. Estes resultados morfológicos indicam que uma única camada de estrutura de hidrocarboneto aromático policíclico foi esfoliada com sucesso a partir do grafite.

Microestrutura de folhas GO preparadas usando o método Hummers modificado. a Imagem SEM. b Imagem AFM

Análise microestrutural e de fase

As morfologias do pó composto misturado com diferentes conteúdos de GO são mostradas na Fig. 4. Pequenos pedaços de GO são marcados por círculos vermelhos. O GO encontra-se uniformemente distribuído por toda a matriz. A maioria das peças GO são frisadas e absorvidas na superfície irregular dos pós de Ti. No entanto, uma agregação considerável também ocorre quando o conteúdo de GO é aumentado para 5% em peso.

Micrografias SEM de pó misto de a Ti puro, b Ti-1% em peso GO, c Ti-2,5% em peso GO e d Ti-5% em peso GO

A Fig. 5 mostra as micrografias de superfície de compósitos sinterizados a 1073 K com variação no teor de GO. A ligação entre as partículas de Ti melhora a densificação dos compósitos em altas temperaturas. O GO é uniformemente distribuído com uma morfologia de faixa na matriz de Ti. Além disso, lacunas e poros são marcadamente observados entre a matriz GO e Ti devido à baixa energia de ativação de difusão, que é causada pela decomposição do grupo funcional contendo oxigênio do GO. O número de lacunas aumenta com o aumento do conteúdo GO. Os resultados de EDS indicam que as partículas de TiC são formadas por meio da reação química entre a matriz GO e Ti durante a sinterização e distribuídas nas bordas da lacuna, como mostrado na Fig. 6. O TiC formado in situ pode não apenas melhorar a ligação interfacial entre a matriz de Ti e GO, mas também aumentam as propriedades mecânicas do composto.

Micrografia SEM de compósitos sinterizados a 1073 K com variações nos teores de GO. a Ti puro. b Ti-1% em peso GO. c Ti-2,5% em peso de GO. d Ti-5% em peso GO

Análise EDS de compósitos sinterizados a 1073 K

As morfologias dos compósitos Ti / GO sinterizados a 1473 K são mostradas na Fig. 7. Em comparação com as morfologias a 1073 K, o número de lacunas diminui acentuadamente, e a amostra parece mais compacta à medida que a temperatura aumenta, o que é atribuído à alta eficiência de difusão de Ti. GO também é uniformemente distribuído na matriz, e a quantidade de dispersóide aumenta com a adição de mais GO.

Micrografia SEM de compósitos sinterizados a 1473 K com variação no conteúdo de GO. a Ti puro. b Ti-1% em peso GO. c Ti-2,5% em peso de GO. d Ti-5% em peso GO

Os padrões TEM do compósito GO Ti-2,5% em peso sinterizado a 1473 K são apresentados na Fig. 8. A imagem de campo claro do compósito mostra que as folhas GO embutidas em Ti estão fixadas nos limites da matriz de Ti, como mostrado na Fig. 8a. A estrutura em flocos de camada única de muitas folhas GO é parcialmente retida pela imagem TEM de campo escuro, como mostrado na Fig. 8b. Algumas partículas de tamanho nano e poros aparecem nas folhas GO. A Fig. 8c revela a análise da microestrutura e dos componentes químicos das partículas de TiC com tamanhos variando de 20 a 200 nm, que são formadas in situ entre Ti e GO. A ampla faixa de tamanho de partícula de TiC é atribuída à variação no tamanho das folhas GO como única fonte de carbono. Esse fenômeno também é relatado em outros estudos. Zhang et al. [25] demonstraram que compósitos de Ti / grafeno formam partículas de TiC com tamanho variando de 100 nm a 5 μm. Karthiselva e Bakshi [26] revelaram que hastes de TiC com um diâmetro de 30 a 100 nm são formadas em compósitos de matriz de diboreto de titânio reforçados com nanotubos de carbono. Lacunas formadas pela decomposição de grupos funcionais não homogêneos contendo oxigênio no GO também são fatores que impedem uma reação posterior entre a matriz de Ti e o GO. Além disso, numerosos deslocamentos são gerados em ambos os limites do grão e do grão, como mostrado na Fig. 8d. Essa ocorrência é causada pela variação do coeficiente de expansão térmica (CTE) entre as partículas de TiC, as folhas GO e a matriz de Ti. Essa diferença leva a tensões residuais altamente localizadas na vizinhança dos nanopreenchimentos, criando deslocamentos. Mais deslocamentos são fixados em limites de grão onde as folhas GO são reunidas. A alta densidade de deslocamento resulta em emaranhados de deslocamento, aumentando a resistência dos compósitos.

Micrografias TEM do compósito Ti-2,5% em peso GO sinterizado a 1473 K. a Interface entre folhas GO e matriz Ti. b Estrutura de GO retida em compósitos. c TiC formado in situ em compósito. d Geração de deslocamento na fronteira do grão

A análise de XRD de compósitos sinterizados em diferentes temperaturas é apresentada na Fig. 9. Todas as amostras têm picos de Ti principais em 2 θ =35,09 ° (1 0 0), 38,42 ° (0 0 2) e 40,17 ° (1 0 1). Com a adição do GO, os picos fracos de difração do óxido de titânio e TiC aparecem gradativamente, indicando a ocorrência de uma reação química entre o Ti e o GO. A formação de óxido de titânio é atribuída aos grupos funcionais contendo oxigênio do GO. A energia livre padrão (Δ G ) da formação de TiC em 1073 K é - 178,87 KJ / mol, e que em 1473 K é - 177,26 KJ / mol, calculado com base na relação entre Δ G e T [27]. Assim, TiC é formado in situ pela reação entre Ti e C durante a sinterização, o que é consistente com os resultados de SEM e TEM acima mencionados. Ocorrência semelhante foi observada por Dong et al. [28]. A intensidade de TiC aumenta com um aumento no conteúdo de GO. Notavelmente, o alargamento significativo dos picos de Ti ocorreu e se move distintamente para o alto 2 θ ângulo com o aumento do teor de GO, indicando a diminuição gradual do tamanho do grão do pó após a adição de GO.

Padrões de XRD de compósitos sinterizados em a 1073 K e b 1473 K

Propriedades mecânicas

A dureza Vickers dos compósitos Ti / GO foi avaliada com um peso de carregamento de 250 ge tempo de permanência de 10 s. As medições foram realizadas pelo menos cinco vezes para cada amostra com localizações de superfície aleatórias, e o valor médio foi determinado. A Fig. 10 mostra a relação entre dureza e teor de GO em diferentes temperaturas de sinterização; a dureza é aprimorada com um aumento no conteúdo de GO. Comparado com a amostra de Ti puro, o compósito reforçado com 5% em peso de GO tem uma dureza de 347 HV, que é 25,4% maior do que a da matriz pura a 1073 K. Este resultado indica que a adição de GO afeta positivamente a dureza de os compostos. Com um aumento na temperatura de sinterização para 1473 K, a dureza aumentou significativamente em relação a 1073 K para todos os compósitos, indicando que uma temperatura elevada pode reduzir o vazio e aumentar a densidade da amostra. O aumento da temperatura também beneficia as condições dinâmicas de formação de TiC, aumentando assim a dureza do compósito. Conforme mostrado na Fig. 10, a dureza do composto GO Ti-5% em peso aumenta de 344 para 457 HV quando a temperatura de sinterização aumenta de 1073 para 1473 K.

Dureza Vickers de compósitos Ti / GO

As curvas de tensão-deformação compressiva do compósito Ti / GO são plotadas na Fig. 11 comprimindo as amostras cilíndricas com um diâmetro de 4 mm e uma altura de 10 mm a uma taxa de carregamento de 0,5 mm / min. Os resultados do teste de compressão para Ti puro são usados para comparar e ilustrar o aumento significativo na resistência. Conforme mostrado na Tabela 2, uma melhora substancial na força pode ser confirmada pela adição de GO. Com a fração em peso de GO aumentando de 0 a 5% em peso, a tensão de escoamento da amostra sinterizada de 1073 K aumenta gradualmente. O composto GO Ti-5% em peso sinterizado a 1073 K exibe uma tensão de escoamento de 1173 MPa, que é 40,6% maior do que o Ti puro processado em condições idênticas. Da mesma forma, a tensão de escoamento das amostras sinterizadas em 1473 K aumentou com um aumento na fração em peso de GO de 0 para 2,5% em peso. O composto GO de Ti-2,5% em peso sinterizado a 1473 K exibe tensão de escoamento igual a 1294 MPa, que é 62,7% maior do que o Ti puro. Um aumento adicional no teor de GO para 5% em peso leva a uma ligeira diminuição no limite de elasticidade devido à aglomeração de GO, o que é consistente com o resultado mostrado na Fig. 4 (d). Da mesma forma, a adição de GO leva a um aumento na tensão final de ambas as amostras sinterizadas por temperatura. As tensões finais do compósito GO de Ti-1% em peso sinterizado a 1073 K e 1473 K são 1632 MPa e 977 MPa, que são 12% e 27% maiores do que o Ti puro, respectivamente. Além disso, as curvas sugerem que a temperatura influencia significativamente a resistência. A tensão de escoamento e a tensão final do compósito com o mesmo teor de GO aumentam com o aumento da temperatura de sinterização. A tensão final e a tensão de escoamento do Ti-2,5% em peso do GO são 1736 e 1294 MPa a 1473 K, refletindo o incremento de 10,2% e 18,6% em relação ao compósito com o mesmo teor de GO a 1073 K. Como mencionado anteriormente, um temperatura elevada pode promover a densificação da amostra e a formação de TiC, resultando na resistência aprimorada.

Curva tensão-deformação de amostras sinterizadas em a 1073 K e b 1473 K

Análise de Fratura

As morfologias de fratura por compressão das amostras sinterizadas em diferentes temperaturas são mostradas na Fig. 12. Numerosos covinhas são evidentes para amostras de Ti puro em ambas as temperaturas de sinterização, como mostrado nas Figs. 12a e e, exibindo características de fratura dúctil. A análise da fratura para o compósito reforçado com GO revela uma distinção óbvia das características da fratura em comparação com a matriz de Ti. Vários planos de clivagem e microfissuras aparecem nos compósitos de Ti / GO, exibindo características de fratura de quase clivagem. Além disso, essas características tornam-se mais evidentes com o aumento da temperatura de sinterização. O tamanho do plano de clivagem aumenta com o aumento da temperatura de sinterização devido à redução de lacunas e poros. Esses poros e lacunas são responsáveis pelo início da fratura e trinca.

Morfologia da fratura de a Ti puro sinterizado a 1073 K, b Ti-1% em peso GO sinterizado a 1073 K, c Ti-2,5% em peso GO sinterizado a 1073 K, d Ti-5% em peso GO sinterizado a 1073 K, e Ti puro sinterizado a 1473 K, f Ti-1% em peso GO sinterizado a 1473 K, g Ti-2,5% em peso GO sinterizado a 1473 K e h Ti-5% em peso GO sinterizado a 1473 K

Análise térmica

A condutividade térmica do composto Ti / GO foi avaliada em 473 K, 673 K e 873 K usando uma pequena amostra de medição planchet redonda com 8 mm de diâmetro e 1 mm de altura, e os resultados são mostrados na Fig. 13. A condutividade térmica diminui com um aumento no conteúdo de GO, indicando que a adição de GO pode deteriorar a condutividade térmica do composto. Esse resultado é atribuído à baixa condutividade térmica do GO e à redução incompleta do GO. Além disso, a condutividade térmica é evitada pelas lacunas entre a matriz e o GO resultante da decomposição de grupos funcionais contendo oxigênio. Portanto, a condutividade térmica do composto não pode ser melhorada pela adição de GO. A Figura 13 também revela que a condutividade térmica do compósito Ti / GO aumenta acentuadamente com o aumento da temperatura de sinterização. A razão é que as lacunas são reduzidas e a compactação da amostra aumenta à medida que a temperatura de sinterização aumenta. Uma quantidade maior de GO é reduzida a grafeno em alta temperatura, resultando em uma condutividade térmica mais alta do que a sinterizada a 1073 K. A condutividade térmica dos compósitos Ti / GO também pode ser deduzida para melhorar com a adição de GO se GO for reduzido quimicamente ao grafeno antes da sinterização.

Condutividade térmica de compósitos sinterizados em a 1073 K e b 1473 K

Mecanismo de fortalecimento

Refinamento de grãos, reforço de solução e reforço de dispersão de TiC e GO são considerados como o principal mecanismo de reforço neste estudo de acordo com os resultados acima mencionados. Com um aumento no conteúdo de GO, o tamanho do grão é refinado. O refinamento do tamanho do grão representa limites de grão mais intensos, o que evita o movimento de deslocamento e induz um aumento na resistência ao escoamento dos materiais. Esta contribuição para a força é descrita pela amplamente conhecida relação de Hall-Petch [29, 30], como segue:
$$ \ sigma ={\ sigma} _0 + k {D} ^ {- \ frac {1} {2}} $$ (5)
onde σ e σ ₀ são a tensão de escoamento e a tensão de atrito quando os deslocamentos deslizam no plano de deslizamento, respectivamente. k é o fator de concentração de tensão, que está relacionado apenas ao material. D é o tamanho médio do grão. O valor de k está associado ao número do sistema de deslizamento. Este valor é mais alto para os metais de empacotamento hexagonal fechado (HCP) do que os metais cúbico centrado na face (FCC) e cúbico no centro do corpo (BCC) [31]. Ti exibe uma estrutura HCP; assim, o refinamento do grão aumenta significativamente a resistência ao rendimento.

O fortalecimento de soluções sólidas também é considerado um mecanismo de fortalecimento crucial. Devido à diferença substancial no raio do átomo, o carbono e o oxigênio são átomos de soluto eficazes para a matriz de Ti. Os átomos de soluto podem causar distorção de rede e movimento de deslocamento de pinos para melhorar a tensão de escoamento do material.

O GO e o TiC formados in situ estão uniformemente dispersos na matriz de Ti. Essas nanopartículas de TiC dispersivas podem fortalecer efetivamente os compostos. A alta densidade de deslocamento é gerada por expansividade térmica diferente entre a matriz de Ti e os reforços. O fortalecimento de Orowan [32] também é considerado um importante mecanismo de fortalecimento; o movimento de deslocamento consome muito mais energia para contornar as folhas GO com alta área de superfície específica.

Conclusões

GO com conteúdo variável - 1% em peso, 2,5% em peso e 5% em peso - foram empregados como reforços para preparar compósitos de matriz de titânio por sinterização prensada a quente em diferentes temperaturas neste estudo. As seguintes conclusões são tiradas:

(1)
GO é uniformemente distribuído na matriz quando o conteúdo é inferior a 5% em peso. O TiC medindo 20–200 nm é formado in situ como um produto interfacial pela reação entre o Ti e o GO durante a sinterização. Com o aumento do conteúdo de GO e da temperatura de sinterização, a quantidade de nanopartículas de TiC in situ aumenta. Além disso, o GO é parcialmente retido, com uma estrutura lamelar após a sinterização.
(2)
Hardness, yield strength, and ultimate strength are significantly improved by the addition of GO and sintering temperature. The Ti-5 wt% GO composite has a maximum hardness of 457 HV, which is 48.4% higher than that of pure Ti at 1473 K. The Ti-2.5 wt% GO composite sintered at 1473 K shows a peak yield stress of 1294 MPa, which is 62.7% higher than that of pure Ti because of GO agglomeration in the Ti-5 wt% GO composite.
(3)
The Ti/GO composites exhibit a quasi-cleavage fracture instead of a ductile fracture for the pure Ti matrix. With a rising sintering temperature, the size of the cleavage plane increases. The thermal conductivity of the composite is deteriorated by the addition of GO but improved with an increase in sintering temperature.
(4)
The grain refinement, solution strengthening, and dispersion strengthening of GO and TiC in situ are the main strengthening mechanisms of the Ti/GO composites in this study.

Abreviações

AFM:: Força atômica microscópica
BCC:: Body-centered cubic
CEG:: Chemically expanded graphite
CTE:: Coefficient of thermal expansion
EDS:: Energy-dispersive spectrometer
FCC:: Face-centered cubic
FT-IR:: Fourier-transform infrared spectroscopy
GIC:: Graphite intercalation compound
GNFs:: Graphene nanoflakes
GO:: Graphene oxide
HCP:: Hexagonal close packing
MMCs:: Metal matrix composites
SEM:: Microscópio eletrônico de varredura
TEM:: Microscopia eletrônica de transmissão
TGA:: Thermogravimetric analysis
TMCs:: Titanium matrix composites
XPS:: X-ray photoelectron spectroscopy
XRD:: Difração de raios X

Nanocrystal-Embedded-Insulator (NEI) FETs Ferroelétricos para dispositivos de capacitância negativa e aplicações de memória não volátil Codificação de metassuperfície anisotrópica com radiação ajustável de banda larga integrada e desempenho de baixa dispersão

Nanomateriais

Materiais Poliméricos

biológico

Corante

Especiarias