Ligas de Titânio tipo β e o Efeito de Elementos β-estabilizadores

As ligas do tipo β são tratáveis termicamente por envelhecimento, o que pode levar à formação da fase ω metaestável. Essas ligas podem ser temperadas ou, simplesmente, apresentar uma mistura estável de fases α e β, com a fase α precipitando-se no contorno de grão de β. A estabilidade da fase β após têmpera de ligas de titânio do tipo β está ligada a sua habilidade de transformar a fase β em martensita α” sob deformação ou em fase ωatérmica durante o processo de

têmpera [Lahuerte, 2005]. Esta e outras transformações de fase estão apresentadas no diagrama de fases binário esquematizado na figura 2.5. É nesta classe de ligas que se verificam os maiores níveis de resistência mecânica. Essas ligas têm boa conformabilidade, mas baixa soldabilidade, são frágeis em temperaturas criogênicas e não são indicadas para uso acima de 350oC, pois a fase β possui baixa resistência à fluência.

Enquanto o Nb é considerado como um elemento β-estabilizador eficiente, sabe-se que o Sn, em ligas Ti-Nb-Sn, pode apresentar-se como elemento supressor da fase ω [Matsumoto, 2007]. As figuras 2.6 e 2.7 apresentam os diagramas de fases em equilíbrio dos sistemas binários Ti-Nb e Ti-Sn. O diagrama de fases no equilíbrio das ligas Ti-Nb não apresenta reações invariantes, transformações congruentes ou pontos críticos. Ligas de Ti contendo até 15% Nb em peso e submetidas a resfriamento brusco permitem obter estrutura essencialmente martensitica do tipo α’ (hexagonal compacta) acicular. Ao se elevar tal teor, o resfriamento rápido conduz à formação de martensita do tipo α” ortorrômbica [Ahmed, 1996].

Quando tal teor atinge valores próximos a 27,5% Nb, a microestrutura de amostras dessa liga resfriadas rapidamente também é constituída pela fase β metaestável. Teores superiores a 55% Nb permitem obter microestruturas formadas pela fase β estável. Em adição à fase β, o resfriamento rápido de ligas de Ti contendo Nb pode formar pequenas quantidades de fase ω quando o teor de Nb é próximo de 30% em peso. Esta fase é também encontrada em ligas envelhecidas a 450 ºC [Ahmed, 1996].

limite de solubilidade e o equilíbrio metaestável entre as fases β e ω é alcançado. As duas fases são identificadas através de técnicas que diferenciam os dados de parâmetros de rede das duas fases. Em ligas com 36% de Nb ou mais a precipitação da fase ω é lenta [Hon, 2003].

A figura 2.8 apresenta um diagrama qualitativo TTT (temperatura, tempo e transformação) envolvendo temperatura e tempo para uma composição definida.

% em átomos de Nb Tem p eratura (ºC )

Figura 2.6. Diagrama de fases no equilíbrio do sistema binário Ti-Nb [ASM International, 1996]. % em átomos de Sn

% em peso de Nb

Temperatura (ºC)

% em peso de Sn

tratamento térmico a 250 ºC, para obter a completa transformação reversa de α” em β, o módulo de elasticidade chegou a valores em torno de 52 a 55 GPa independente da porcentagem de redução na laminação (vide figura 2.9) [Matsumoto, 2007].

Do mesmo estudo conclui-se que a fase α (HC) é formada com o envelhecimento por tempo prolongado a temperaturas intermediárias ou com taxas de resfriamento lentas a partir de altas temperaturas. A precipitação da fase α é geralmente associada ao aumento do módulo de elasticidade das ligas de titânio do tipo β. Precipitados muito finos ocorrem com o tratamento térmico a 250 ºC por 2 horas e em fração volumétrica muito pequena. Geralmente, o módulo de elasticidade para ligas formadas por duas fases constituintes é uma combinação dos módulos de cada uma delas. Porém, para a liga Ti-35Nb-4Sn, não há aumento significativo do módulo devido à pequena quantidade de fase α formada [Matsumoto, 2007].

Mudanças no módulo de elasticidade por laminação a frio são relacionadas ao desenvolvimento de textura da fase α” resultante da transformação martensítica induzida por tensão. Da pesquisa de Matsumoto e co-autores, tem-se que o decréscimo no módulo de elasticidade para a liga Ti-35Nb-4Sn laminada a frio é conseqüência da anisotropia cristalográfica do módulo de elasticidade da fase α”, acompanhada do desenvolvimento da textura (200)α”[010] α” [Matsumoto, 2007].

Outros autores que pesquisaram a influência do Sn em ligas de Ti concluíram que a temperatura de transformação martensítica decresce rapidamente com o aumento da quantidade de Sn na liga [Zheng, 2006], [Hao, 2006]. Hao et.al. investigaram a influência dos elementos de liga Zr e Sn para ligas do sistema Ti-Nb. Foram testadas as composições descritas na tabela 2.2. À medida que se aumenta a quantidade de Nb, Zr e Sn, a fase martensitica α” é suprimida [Hao, 2006]. Além disso, o efeito do Zr e do Sn na supressão da fase ω não segue o mesmo comportamento do Nb. Porém, para a liga Ti-24Nb-4Zr-7,5Sn, não foram verificados sinais (spots) característicos da fase ω na difração de área selecionada feita em microscópio eletrônico de transmissão e isso sugere que quantidades apropriadas de Zr e Sn suprimem tanto a formação de α” quanto a de ω quando as ligas são resfriadas ao ar até a temperatura ambiente.

Figura 2.9. Módulo de elasticidade da liga Ti-35Nb-4Sn laminada a frio apenas e laminada a frio seguida de envelhecimento a 250 ºC por 2 horas [Matsumoto, 2007].

Tabela 2.2. Composição química (% em peso) das ligas e fases constituintes após têmpera examinadas através de DRX [Hao, 2006].

20Nb 22Nb 24Nb 26Nb 2Zr-7,5Sn β + α” 4Zr-7,5Sn β + α” β + α” β β 8Zr-7,5Sn β + ω 4Zr-3,5Sn α” + ω α” + ω β + α” β + α” 4Zr-11,5Sn β + ω β + ω β + ω

2.5. Ligas de Titânio Aplicadas em Implantes Ortopédicos

Dentre os biomateriais metálicos como o aço inoxidável e ligas Cr-Co, o titânio e suas ligas exibem melhores características para tais aplicações devido a ótima biocompatibilidade, elevada resistência mecânica e alta resistência à corrosão. Um baixo módulo de elasticidade – o mais