Influência da composição e do processo na microestrutura

A análise microestrutural das amostras foi baseada nas técnicas de microscopia eletrônica de varredura, difração de elétrons retroespalhados e de difração de raios-X e envolveu abordagem qualitativa. As análises foram divididas em duas etapas. Primeiramente foram realizadas análises das cinco regiões da amostra no estado bruto de solidificação, como concebido pelo processo LENS® e posteriormente, análises das cinco regiões da amostra submetida a tratamento de solubilização.

A figura 4.3 ilustra esquematicamente o mecanismo de extração de calor que atua sobre a poça de fusão. O fluxo de calor é perpendicular à interface entre a poça fundida e o substrato. A ação do feixe de laser resulta em gradiente de temperatura, o qual controla os processos de nucleação e crescimento de grãos nessa interface. Isso pode ser verificado pelas micrografias mostradas na figura 4.4, obtidas por meio de MEV.

Figura 4.3 Secção transversal, paralela à direção de varredura do feixe de laser, de uma peça produzida pela técnica LENS®.

As figuras 4.4 a 4.11 exibem microestruturas das diferentes regiões da amostra no estado bruto de solidificação. Em todas as micrografias, o eixo z (eixo de adição de material) está orientado em direção ao topo da página. Portanto, as micrografias correspondem ao plano

Extração de calor

Substrato / camadas anteriores

Poça de

Fusão

com o substrato Direção de varredura do feixe de laser

Feixe de

Laser

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paralelo à direção z. As micrografias das regiões 1 e 5 são mostradas nas figuras 4.4 e 4.11, respectivamente, onde é possível observar microestrutura formada apenas pela fase β metaestável, não havendo indícios de formação da fase α. Zheng e colaboradores (2008b) estimaram por meio de modelagem numérica que a taxa de resfriamento no processo LENS® é da ordem de 103 a 104 K/s. Eles também avaliaram nesse mesmo trabalho as características da poça de fusão e o comportamento do material durante o resfriamento. Na solidificação de um componente produzido por LENS® pode-se observar a influência da direção de movimento do feixe de laser, gerando estruturas características de solidificação direcional.

Essas micrografias revelam marcas de microssegregação geradas pelo processo de solidificação. As marcas mais claras são aquelas com maior concentração de Nb. Na região central da camada de deposição percebe-se o surgimento de marcas com formato alongado, em direção à parte superior e ao centro da poça de fusão, no sentido oposto à extração de calor. As figuras 4.4b-d ilustram as interfaces entre camadas de deposição. São observadas também defeitos de processo na microestrutura dessas amostras, como partículas de Nb não fundidas totalmente e a presença significativa de poros, principalmente na interface entre as camadas. A microestrutura 4.4e mostra, em maior magnificação, a total metaestabilização da fase β.

Para melhor compreensão sobre o mecanismo de crescimento de grãos no processo LENS®, foi realizada análise de EBSD da região 1. Por meio do mapa mostrado na figura 4.5 constata-se que o crescimento de grãos apresenta padrão aleatório com morfologia equiaxial. Em algumas regiões, próximas à interface entre camadas de deposição, pode-se notar a presença de partículas de Nb não difundidas, na forma de pequenos grãos cristalinos (fases mais claras nas imagens de MEV). Esse raciocínio pode ser estendido à região 5, que é simétrica à região 1.

As partículas de Nb não fundidas durante o processo LENS®, observadas nas figuras 4.4a- d, se devem às características físicas desse metal. O Nb é um elemento refratário de temperatura de fusão próxima a 2750 K. Além disso, o Nb é um elemento de baixa absortividade luminosa, ou seja, é um elemento que reflete muito a luz do feixe de laser, reduzindo assim, a energia transferida do feixe ao metal. Finalmente, esse elemento apresenta entalpia positiva de mistura

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com o Ti, o que prejudica energeticamente sua fusão e mistura durante o processo. A formação de liga entre os elementos Ti, Nb e Zr requer absorção de energia do meio (mistura endotérmica) reduzindo a temperatura da poça de fusão e prejudicando a completa fusão do Nb. Tais fatores prejudicam energeticamente a fusão do Nb, podendo resultar na percolação do pó para a interface da camada fundida (SCHWENDNER et al., 2001) e (COLLINS et al., 2003).

Análises por difração de raios-X foram realizadas para avaliar o efeito da composição na formação das fases nas amostras. Os resultados obtidos são apresentados na figura 4.12. É possível constatar por meio do padrão de difração da região 1 que a microestrutura é formada apenas pela fase β, confirmando a retenção dessa fase por meio da taxa de resfriamento imposto pelo processo LENS®. Não foi observado nenhum pico de outras fases. Observa-se nos padrões de raios-X, o alargamento de determinados picos, principalmente em picos relativos à fase β. Isso se deve à variação composicional ao longo da microestrutura, devido a não homogeneização do material ao longo do processo, o que varia a quantidade de soluto dissolvido na rede cristalina, imponto parâmetros de rede distintos à estrutura, o que muda a angulação dos picos de DRX das fases.

As microestruturas das regiões 2 e 4 são apresentadas nas figura 4.6 e 4.10 e permitem avaliar as características das camadas depositadas, incluindo a redução da formação de poros em relação às regiões 1 e 5. A principal diferença químicas em relação às regiões anteriormente analisadas (regiões 1 e 5) decorre da redução do teor de elementos β estabilizadores, o que resulta na precipitação da fase α na matriz de fase β. Esse resultado é confirmado por meio dos padrões de difração de raios-X mostrados na figura 4.12. Embora análises por MEV e DRX não sejam conclusivas para determinar se a fase que se precipitou nas regiões 2 e 4 corresponde à fase α ou

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Figura 4.4 Micrografias obtidas por MEV, da região 1 da amostra no estado bruto de solidificação, mostrando fase β: (a) imagem em baixa magnificação apresentando aspecto de solidificação característico do processo LENS®; (b) ampliação de uma única camada de deposição e ilustração das morfologias de crescimento de grãos; (c) destaque da interface superior da camada depositada; (d) destaque da interface inferior da camada depositada e (e) micrografia de alta magnificação mostrando grãos com estrutura formada apenas pela fase β.

à fase martensítica α’, devido às elevadas taxas de resfriamento proporcionadas pela técnica LENS®, sugere-se que o reaquecimento provocado pela deposição de camadas subsequentes seja

(a) (b) (c) (d) (e) Nb Nb Poro Poros

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suficiente para promover a precipitação fina e homogênea de fase α com morfologia lamelar. Além disso, os valores dos parâmetros de 𝐵̅̅̅-𝑀𝑜 ̅̅̅̅ para as composições das regiões 2 e 4 propõem 𝑑

que tais regiões, em elevadas taxas de resfriamento, apresentariam a formação da fase α” ao invés da fase α’ (ABDEL-HADY et al., 2006). Em relação às características desses precipitados de fase α encontrados nas regiões 2 e 4, resultados semelhantes foram obtidos durante estudo realizado por Collins e coautores (2003) sobre ligas dos sistemas Ti-xV e Ti-xMo. Nesse trabalho, foram produzidos componentes com gradientes de composição e foram obtidas microestruturas semelhantes às obtidas no presente trabalho, conforme mostradas anteriormente nas figuras 2.12 e 2.13. Em tal estudo, não foram encontradas fases metaestáveis α’ e α” ao longo do componente e a explicação da precipitação da fase  está associada ao reaquecimento da amostra proporcionado pelo processo LENS®. Durante a deposição de uma camada subsequente às camadas já depositadas, o feixe de laser as reaquece, fornecendo energia para a formação e até o crescimento de precipitados da nova fase α. A fase α refinada observada nas figuras 4.6 e 4.10 apresenta características similares às encontradas por Collins e coautores, o que sugere que ela possa ter sido formada por meio de reaquecimento que atua como tratamento térmico de envelhecimento. Essa discussão será retomada mais adiante, quando serão analisadas as regiões 2 e 4 após tratamento térmico de solubilização.

Outra diferença observada, em relação às regiões 1 e 5, é que as regiões 2 e 4 apresentam melhor adesão entre as camadas, como pode-se observar nas figuras 4.6b e 4.6c, o que supostamente resultou no crescimento epitaxial em regiões pequenas e localizadas. Porém, não há indícios da propagação de longo alcance dessa característica, o que é conveniente em se tratando de um componente estrutural, pois o crescimento epitaxial pode provocar anisotropia no material. Essa hipótese pode ser confirmada pelas análises de EBSD realizadas na região 2, podendo também ser estendida à região 4, pois suas características microestruturais são semelhantes. No mapa de EBSD mostrado na figura 4.7 pode-se observa que o crescimento epitaxial está presente e que alguns grãos de mesma orientação cristalográfica crescem além da interface entre as camadas de deposição. É possível notar morfologia ligeiramente alongada nos grãos, fator que pode estar ligado à forma de crescimento de grãos proporcionada pela solidificação direcional.

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Figura 4.5. (a) Mapa de EBSD da região 1 no estado bruto de solidificação, onde as linhas de cor cinza correspondem aos contornos de baixo ângulo (>5°) e as pretas, aos contornos de alto ângulo (>15°); (b) micrografia obtida por MEV da região mapeada por EBSD e (c) figura de polo inversa. A seta tracejada indica a região de interface entre duas camadas de deposição distintas.

(a)

(c)

(b)