Escola de Engenharia
Maria de Fátima Gonçalves da Costa
Processamento de ligações γ-TiAl/
Ti6Al4V por brasagem por difusão com
recurso a multifolhas Al/Cu
Dissertação de Mestrado
Ciclo de Estudos Integrados Conducentes ao Grau de
Mestre em Engenharia de Materiais
Trabalho efetuado sob orientação do
Professor Doutor Aníbal José Reis Guedes
e coorientação da
Professora Doutora Filomena Maria da
Conceição Viana
Endereço eletrónico: a52624@alunos.uminho.pt Número do Bilhete de Identidade: 13540099
Título dissertação: Processamento de ligações γ-TiAl/Ti6Al4V por brasagem por difusão com recurso a multifolhas Al/Cu Orientadores: Aníbal José Reis Guedes e Filomena Maria da Conceição Viana
Ano de conclusão: 2012
Designação do Mestrado: Mestrado Integrado em Engenharia de Materiais
É AUTORIZADA A REPRODUÇÃO INTEGRAL DESTA TESE/TRABALHO APENAS PARA EFEITOS DE INVESTIGAÇÃO, MEDIANTE DECLARAÇÃO ESCRITA DO INTERESSADO, QUE A TAL SE
COMPROMETE;
Universidade do Minho, ___/___/______
i
Gostaria de expressar o meu agradecimento ao Professor Doutor Aníbal José Reis Guedes, do Departamento de Engenharia Mecânica da Escola de Engenharia da Universidade do Minho, pelas suas sugestões valiosas, dedicação, empenho e orientação neste trabalho.
Agradeço igualmente a colaboração, orientação e as sugestões pertinentes da Professora Doutora Filomena Maria da Conceição Viana, do Departamento de Engenharia Metalúrgica e de Materiais
da Faculdade de Engenharia da Universidade do Porto.
Outros agradecimentos:
Ao Departamento de Engenharia Metalúrgica e de Materiais da Faculdade de Engenharia
da Universidade do Porto, por disponibilizar o equipamento necessário à realização de alguns dos processamentos de ligações;
À Doutora Sónia Luísa dos Santos Simões, do Departamento de Engenharia Metalúrgica e
de Materiais daFaculdade de Engenharia da Universidade do Porto;
Ao Professor Filipe Samuel Silva, a disponibilidade dada para o uso do forno de indução;
Aos alunos de doutoramento e investigadores dos laboratórios nos quais trabalhei;
Aos meus amigos e colegas de curso, de salientar a Andreia Vieira que me acompanhou
neste trabalho;
Aos meus familiares que me acompanharam nas alegrias e angústias ao longo destes
cinco anos de curso e, melhor do que ninguém, sabem o quão importante é este trabalho para a concretização com sucesso de uma meta.
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recurso a multifolhas Al/Cu
Resumo
O presente estudo incide sobre o processamento de ligações γ-TiAl/Ti6Al4V por brasagem por difusão com recurso a multifolhas Al/Cu. Foi avaliada a influência das variáveis de processamento (composição química global do sistema multifolhas, temperatura de brasagem, tempo de estágio de brasagem e pressão de processamento) na composição química e microestrutura das interfaces.
Em função das espessuras das folhas de Al e Cu disponíveis, selecionou-se as sequências de multifolhas Cu/Al/Cu e Al/Cu/Cu/Al, de forma a que as suas composições químicas globais se ajustassem, o mais possível, à do eutético Al-Cu e à de uma solução sólida de Al no Cu, respetivamente. O processamento das ligações foi efetuado em vazio, com temperaturas de brasagem de 625 e 725 ºC, com tempos de estágio à temperatura de brasagem de 60 e 120 minutos e com pressões de 4 e 10 MPa. A microestrutura e a composição química das interfaces foram analisadas por Microscopia Eletrónica de Varrimento (MEV) e Espetroscopia de Dispersão de Energias (EDS), respetivamente.
As interfaces obtidas, independentemente das condições de processamento, apresentam sempre algumas zonas com fissuras e poros. No processamento efetuado a 625 ºC, durante 60 minutos, com a configuração Cu/Al/Cu e uma pressão de 4 MPa, a ligação ocorreu pela formação de duas
camadas de reação, ambas constituídas por Al3Ti. Com uma pressão de 10 MPa, a interface não
apresenta em nenhuma zona a morfologia típica do eutético, o que indica que durante o processo de ligação não houve formação de fase líquida. O aumento da temperatura para 725 ºC induz alterações na microestrutura, que se caracterizam por um maior grau de heterogeneidade, já o aumento do tempo de estágio para 120 minutos não induz alterações significativas. O processamento efetuado a 625 ºC, com a configuração Al/Cu/Cu/Al resultou na formação de
uma interface homogénea mas não inibiu a formação da fase frágil Al2Cu. Para a mesma
configuração e uma temperatura de 725 ºC a interface apresenta fases potencialmente mais
v
Abstract
The joining of a gamma based titanium aluminide alloy to Ti6Al4V alloy by diffusion brazing with Al/Cu multifoils was studied. In this study the influence of the processing variables (global chemical composition of multifoils system, brazing temperature, dwell time and pressure) on the chemical composition and microstructure of interfaces was evaluated.
Joining was carried out in vacuum at 625 and 725 ºC, for 60 and 120 minutes and with a pressure of 4 and 10 MPa. In this study different sequences of pure foils of Al and Cu (Cu/Al/Cu and Al/Cu/Cu/Al) were tested. The microstructure and chemical composition of the interfaces were analysed by Scanning Electron Microscopy (SEM) and by Energy Dispersive X-ray Spectroscopy (EDS), respectively.
The bonding interfaces present some zones with cracks and pores, regardless of the processing conditions tested. Joining at 625 ºC, for 60 minutes, with the configuration Cu/Al/Cu and a
pressure of 4 MPa was promoted by the formation of two reaction layers, both composed of Al3Ti.
With a pressure of 10 MPa, the interface does not show in any typical morphology of eutectic zone, which shows that during the bonding process there was not formation of liquid phase. The increase in temperature to 725 ºC induces changes in microstructure, which we are characterized by a greater degree of heterogeneity. Increasing the dwell time to 120 minutes does not induce significant changes in the microstructure. Joining carried out at 625 ºC, with the configuration Al/Cu/Cu/Al resulted in the formation of an homogeneous interface but did not inhibit the
formation of brittle phase Al2Cu. For the same configuration and a joining temperature of 725 ºC,
vii
Resumo ……..………iii
Abstract ……….………..v
Índice geral ……….……….vii
Índice de figuras …….……….ix
Índice de tabelas ………..………xiii
1 Enquadramento e objetivos ... 1
2 Revisão bibliográfica ... 3
2.1 Propriedades e aplicações da liga γ-TiAl ... 3
2.2 Propriedades e aplicações da liga Ti6Al4V ... 4
2.3 Técnicas de ligação aplicáveis às ligas γ-TiAl e Ti6Al4V ... 5
2.3.1 Brasagem ... 5
2.3.2 Ligação por difusão no estado sólido ... 11
2.3.3 Brasagem por difusão ... 16
2.3.4 Soldadura ... 19
2.4 Processamento de ligações com recurso a multifolhas Al/Cu... 21
3 Procedimento experimental ... 27
3.1 Materiais ... 27
3.2 Técnicas experimentais ... 28
3.2.1 Processamento das ligações por brasagem por difusão ... 28
3.2.2 Caracterização química e microestrutural das interfaces ... 32
4 Apresentação dos resultados e discussão ... 33
4.1 Influência da pressão de processamento na composição química e microestrutura das interfaces ... 33
viii
4.3 Influência da composição química global do sistema multifolhas Al/Cu na composição
química e microestrutura das interfaces ... 45
5 Conclusões ... 59
6 Considerações finais e sugestões para trabalhos futuros ... 63
ix
Figura 1 - Resistência específica (a) e módulo de Young específico (b) em função da temperatura das ligas γ-TiAl e de outros materiais [1]……… 3 Figura 2 - Componentes que usam a liga γ-TiAl: (a) turbocompressor de automóvel; (b) estruturas internas de suporte usadas na indústria aeroespacial [4]………. 4 Figura 3 - Componentes que usam a liga Ti6Al4V: (a) Pás de turbinas de motores comerciais de aviões Rolls-Royce Trent [6]; (b) prótese [8]; (c) mini-implante ortodôntico [7]………..5 Figura 4 - Estabelecimento da ligação por difusão no estado sólido: a) contacto inicial entre as microssaliências; b) aumento da área de contacto por deformação plástica e fluência das microssaliências; c) eliminação da maioria dos poros e migração da fronteira de grão da interface; d) continuação da difusão em volume, eliminação ou diminuição dos poros [1,2]……… 12 Figura 5 - Diagrama de equilíbrio Al-Cu. Adaptado de [36]………22 Figura 6 - Interface resultante do processamento efetuado a 625 ºC, durante 60 minutos, com a configuração Cu/Al/Cu e com recurso a uma pressão de contacto, onde se indicam os diversos constituintes detetados [31]………..24 Figura 7 - Imagem MEV com indentações: amostra tratada termicamente a 300 ºC. Adaptado de [35]………. 26 Figura 8 - a) Amostras das ligas γ-TiAl e Ti6Al4V; b) folhas de Al e Cu com diferentes espessuras……… 28 Figura 9 - Amostras destinas ao processamento de ligações: a) configuração das multifolhas Al/Cu/Cu/Al; b) configuração das multifolhas Cu/Al/Cu……….29 Figura 10 - Equipamentos utilizados para o processamento das ligações: a) forno de indução; b) suporte em grafite usado no forno de indução onde se coloca a amostra; c) forno de radiação…. 29 Figura 11 - Ilustração esquemática do processamento das ligações……….. 30 Figura 12 - Interface resultante do processamento de ligações efetuado a 625 ºC, durante 60 minutos, com uma pressão de 4 MPa e com a configuração Cu/Al/Cu, onde se indicam as zonas analisadas………. 34 Figura 13 - Micrografias referentes a duas regiões características da interface e indicação das zonas analisadas……… 34 Figura 14 - Secção isotérmica a 500 ºC do diagrama de equilíbrio Al-Cu-Ti [40], onde se indica a composição (% atómica) das zonas assinaladas nas figuras 12 e 13………. 35
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diversas zonas analisadas………..37 Figura 16 - Secção isotérmica a 500 ºC do diagrama de equilíbrio Al-Cu-Ti [40],onde se indica a composição (% atómica) das zonas assinaladas na figura 15………. 38 Figura 17 - Interface resultante do processamento de ligações efetuado a 725 ºC, com um tempo de estágio de 60 minutos, uma pressão de 4 MPa e com a configuração Cu/Al/Cu, onde se indicam as diversas zonas analisadas……….. 40 Figura 18 - Secção isotérmica a 500 ºC do diagrama de equilíbrio Al-Cu-Ti [40],onde se indica a composição (% atómica) das zonas assinaladas na figura 17………. 41 Figura 19 - Região periférica da interface resultante do processamento efetuado a 725 ºC, com um tempo de estágio de 60 minutos, uma pressão de 4 MPa e com a configuração Cu/Al/Cu… 42 Figura 20 - Interface resultante do processamento efetuado a 725 ºC, com um tempo de estágio de 120 minutos, uma pressão de 4 MPa e com a configuração Cu/Al/Cu………..43
Figura 21 - Microestrutura que exemplifica a origem das fissuras na fase Al2Cu……….. 44
Figura 22 - Seções transversais de duas configurações das multifolhas: a) Al/Cu/Cu/Al; b) Al/Cu/Al/Cu/Al/Cu/Al………45 Figura 23 - Secção transversal da configuração Al/Cu/Cu/Al, onde se indicam as zonas analisadas………. 45 Figura 24 - Diagrama de equilíbrio Al-Cu (Adaptado de [36]), onde se indica a composição das fases assinaladas na figura 23………. 46 Figura 25 - Secção transversal da configuração Al/Cu/Al/Cu/Al/Cu/Al, onde se indicam as zonas analisadas……… 47 Figura 26 - Diagrama de equilíbrio Al-Cu (Adaptado de [36]), onde se indica a composição das fases assinaladas na figura 25………. 48 Figura 27 - Interface resultante do processamento efetuado a 625 ºC, com um tempo de estágio de 60 minutos, uma pressão de 4 MPa e com a configuração Al/Cu/Cu/Al……….. 48 Figura 28 - Microconstituintes detetados junto à liga Ti6Al4V……… 49 Figura 29 - Microconstituintes detetados junto à liga γ-TiAl……… 49 Figura 30 - Secção isotérmica a 500 ºC do diagrama de equilíbrio Al-Cu-Ti [40], onde se indica a composição (% atómica) das zonas assinaladas nas figuras 28 e 29………. 51
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onde se indica as zonas analisadas……….. 52 Figura 32 - Diagrama de equilíbrio Al-Cu (Adaptado de [36]), onde se indica a composição das fases assinaladas na figura 31………. 53 Figura 33 - Região central da interface resultante do processamento efetuado a 725 ºC, com um tempo de estágio de 60 minutos, uma pressão de 4 MPa e com a configuração Al/Cu/Cu/Al….. 54 Figura 34 - Microconstituintes detetados junto à liga Ti6Al4V………. 54 Figura 35 - Microconstituintes detetados junto à liga γ-TiAl………. 55 Figura 36 - Secção isotérmica a 500 ºC do diagrama de equilíbrio Al-Cu-Ti [40], onde se indica a composição (% atómica) de algumas zonas assinaladas nas figuras 34 e 35………. 56
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Tabela 1 - Sistemas de materiais e tipo de forno utilizados no processamento de ligações por brasagem e brasagem ativa, envolvendo as ligas γ-TiAl e/ou Ti6Al4V. ... 10 Tabela 2 - Variáveis de processamento (temperatura e tempo), valores da resistência mecânica máxima e tipo de ensaio mecânico utilizado na caracterização de ligações processadas por brasagem e brasagem ativa, envolvendo as ligas γ-TiAl e/ou Ti6Al4V. ... 11 Tabela 3 - Sistemas de materiais e tipo de forno utilizados no processamento de ligações por difusão no estado sólido, envolvendo as ligas γ-TiAl ou Ti6Al4V. ... 15
Tabela 4 - Variáveis de processamento (temperatura, tempo e pressão), valores da resistência mecânica máxima e tipo de ensaio mecânico utilizado na caracterização de ligações processadas por difusão no estado sólido, envolvendo as ligas γ-TiAl ou Ti6Al4V. ... 15 Tabela 5 - Sistemas de materiais e tipo de forno utilizados no processamento de ligações por brasagem por difusão, envolvendo as ligas γ-TiAl ou Ti6Al4V. ... 19 Tabela 6 - Variáveis de processamento (temperatura, tempo e pressão), valores da resistência mecânica máxima e tipo de ensaio mecânico utilizado na caracterização de ligações processadas por brasagem por difusão, envolvendo as ligas γ-TiAl ou Ti6Al4V. ... 19
Tabela 7 - Constantes de difusão D0, energias de ativação para a difusão e coeficientes de
difusão, a 500 ºC, do sistema de difusão Al-Cu [37,38,39]. ... 23 Tabela 8 - Composição química dos materiais de base, indicada pelos fornecedores. ... 27 Tabela 9 - Condições de processamento das ligações γ-TiAl/Ti6Al4V efetuados. ... 31 Tabela 10 - Composição química (% atómica), com os principais elementos detetados, das zonas indicadas nas figuras 12 e 13 e indicação das possíveis fases. ... 35 Tabela 11 - Composição química (% atómica) das zonas assinaladas na figura 15 e indicação das possíveis fases. ... 37 Tabela 12 - Composição química (% atómica) com os principais elementos, das zonas indicadas na figura 17 e indicação das possíveis fases. ... 40 Tabela 13 - Composição química (% atómica) das zonas indicadas na figura 23 e possíveis fases. ... 46 Tabela 14 - Composição química (% atómica) das zonas assinaladas na figura 25 e possíveis fases. ... 47
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Tabela 16 - Composição química (% atómica) com os elementos detetados nas zonas identificadas na figura 31 e possíveis fases. ... 53 Tabela 17 - Composição química (% atómica) com os principais elementos detetados, das zonas indicadas nas figuras 34 e 35 e possíveis fases. ... 55
1
1 Enquadramento e objetivos
A produção de componentes metálicos de baixa densidade e elevada resistência mecânica a alta temperatura poderá requerer o processamento de ligações γ-TiAl/Ti6Al4V. A brasagem por difusão é uma das técnicas de ligação que pode ser utilizada para o efeito. Esta técnica de ligação, combina as vantagens associadas à brasagem (temperatura e pressões de processamento relativamente baixas) com as da ligação por difusão no estado sólido (possibilita a obtenção de interfaces que, comparativamente às que resultam dos restantes processos de ligação, apresentam propriedades mecânicas mais próximas das dos materiais de base). Em termos teóricos, a brasagem por difusão permite para o sistema de materiais em estudo, produzir interfaces aptas a operar a temperaturas elevadas e, em simultâneo, reduzir os custos associados ao processo de ligação bem como a degradação dos materiais de base.
Estudos anteriores indicam a possibilidade de processar ligações γ-TiAl/Ti6Al4V por brasagem por difusão, mediante a utilização de um sistema composto por uma sequência de folhas de Al e Cu puros como liga de brasagem, a temperatura relativamente baixa (superior à do eutéctico Al-Cu e inferior à temperatura de fusão do Al), sem recurso a pressões de processamento elevadas. Apesar de se ter demonstrado que o líquido formado reage com ambos os materiais de base, originando produtos de reação que permitem o estabelecimento da ligação, as interfaces obtidas apresentam defeitos. Na zona central da interface e junto aos materiais de base observaram-se algumas zonas com fissuração e outras com falta de ligação.
O principal objetivo deste trabalho consistiu em avaliar a possibilidade de produzir interfaces γ-TiAl/Ti6Al4V sãs mediante a alteração das variáveis de processamento, nomeadamente da
composição química global do sistema multifolhas, da temperatura de brasagem, do tempo de estágio de brasagem e da pressão de processamento.
3
2 Revisão bibliográfica
2.1 Propriedades e aplicações da liga γ-TiAl
Os compostos intermetálicos possuem um conjunto de propriedades (alto ponto de fusão, baixa densidade e elevada resistência a altas temperaturas) que os tornam particularmente interessantes para substituir os materiais tradicionalmente utilizados em aplicações estruturais a média e alta temperatura, bem como em aplicações não estruturais em que as propriedades elétricas, térmicas, magnéticas e a resistência à corrosão destes compostos são fundamentais [1,2].
As ligas com base no composto intermetálico γ-TiAl são caracterizadas pela baixa densidade (3,7 - 4,0) e elevada resistência mecânica específica a temperaturas elevadas. O potencial destas ligas encontra-se ilustrado na figura 1, onde se comparam algumas propriedades, normalizadas pela densidade, com as de outros materiais estruturais. A resistência mecânica específica destas ligas é superior à das superligas à base de níquel, e à das ligas de titânio para temperaturas superiores a 225 ºC (figura 1a). O módulo de Young específico das ligas γ-TiAl é 50 a 70% superior ao das ligas de titânio. Estas ligas mantêm níveis de rigidez mais elevados em toda a gama de temperaturas, comparativamente aos materiais indicados na figura 1b [1,3].
Figura 1 - Resistência específica (a) e módulo de Young específico (b) em função da temperatura das ligas γ-TiAl e de outros materiais [1].
Relativamente, às desvantagens destas ligas, é de referir essencialmente a baixa ductilidade e tenacidade à fratura à temperatura ambiente [1,3].
4
As ligas γ-TiAl são aplicadas na indústria aeronáutica, aeroespacial e automóvel, visto que nestas indústrias os critérios frequentemente utilizados na seleção dos materiais são a redução do peso e a resistência mecânica a altas temperaturas dos componentes [1,3].
Figura 2 - Componentes que usam a liga γ-TiAl: (a) turbocompressor de automóvel; (b) estruturas internas de suporte usadas na indústria aeroespacial [4].
2.2 Propriedades e aplicações da liga Ti6Al4V
As ligas de titânio são classificadas de acordo com as fases presentes na sua microestrutura à temperatura ambiente. Estas ligas são divididas essencialmente em três grupos: ligas α, ligas α+β e ligas β. A liga de titânio Ti6Al4V pertence ao grupo das ligas α+β, por isso apresenta uma combinação das características das duas fases presentes na sua microestrutura. A fase α apresenta uma estrutura cristalina hexagonal compacta e fase β uma estrutura cúbica de corpo centrado. Esta liga é caracterizada por apresentar baixa densidade (4,42), elevada resistência mecânica e ductilidade, elevada resistência à corrosão, sendo também um material biocompatível. No entanto, o elevado custo de processamento e fabricação desta liga tem limitado o seu uso [5]. O uso da liga Ti6Al4V concentra-se na indústria aeroespacial, onde as resistências à fluência, fadiga e degradação são consideradas essenciais. Esta liga é também aplicada na indústria química e como biomaterial no fabrico de próteses e de implantes [6].
Segundo a referência [7] a resistência mecânica mais elevada da liga Ti6Al4V, comparativamente ao titânio comercialmente puro, possibilita a produção de implantes ortodônticos de dimensões mais reduzidas, designados por mini-implantes ortodônticos. Esta aplicação é exemplo das vantagens associadas à utilização da liga Ti6Al4V, comparativamente ao titânio comercialmente puro.
5
Figura 3 – Componentes que usam a liga Ti6Al4V: (a) Pás de turbinas de motores comerciais de aviões Rolls-Royce Trent [6]; (b) prótese [8]; (c) mini-implante ortodôntico [7].
2.3 Técnicas de ligação aplicáveis às ligas γ-TiAl e Ti6Al4V
O processamento de ligações γ-TiAl / Ti6Al4V permite a produção de componentes com baixa densidade e elevada resistência a altas temperaturas. A combinação destes dois materiais em componentes com estas características permite, na zona elaborada em γ-TiAl, aumentar a temperatura máxima admissível de funcionamento e na zona em Ti6Al4V, conferir resistência ao choque relativamente elevada.
A aplicação das ligas γ-TiAl e Ti6Al4V em estruturas funcionais requer o estudo e desenvolvimento de processos de ligação que possibilitem a formação de juntas sãs, isto é, isentas de poros e fissuras. As juntas devem possuir propriedades adequadas para garantir um bom desempenho em serviço dos componentes ligados.
Os fundamentos dos processos de ligação mais aplicados ao sistema de materiais em estudo serão expostos de seguida, de modo a demonstrar as potencialidades de cada processo quando aplicado às ligas γ-TiAl e Ti6Al4V.
2.3.1 Brasagem
O processamento de ligações por brasagem consiste, de uma forma simplista, em inserir entre os dois materiais a ligar, designados de materiais de base, um material de adição e aquecer o conjunto, em regra, em vazio. No caso do material de adição consistir numa liga metálica, toma a designação de liga de brasagem.
6
A brasagem é efetuada a uma temperatura superior a 450 ºC, sem que haja fusão dos materiais de base. Durante o ciclo térmico, é normalmente aplicada uma pressão de alguns Pa ao conjunto (pressão de contacto) que tem como finalidade promover um contacto íntimo entre as superfícies dos materiais envolvidos na ligação. A temperatura de brasagem é, em regra, no mínimo 20 a 30 ºC superior à temperatura de liquidus da liga de brasagem, de forma a garantir que durante o estágio à temperatura de processamento, o líquido formado esteja suficientemente fluido e por capilaridade preencha todas as cavidades existentes na junta [1].
As fases resultantes da reação do líquido formado com os materiais de base, dispõem-se normalmente em várias camadas com morfologia, composição e espessura variável, que funcionam como elo de ligação entre os dois materiais [1].
As principais vantagens do processamento de ligações por brasagem são as seguintes [1]:
A temperatura de processamento baixa;
A versatilidade, pois trata-se de um processo aplicável a inúmeros sistemas;
A relativa facilidade de se obter juntas sãs;
A plasticidade da liga de brasagem metálica permite a acomodação dos diferenciais de
expansão térmica.
Para que o processamento de ligações por brasagem seja bem sucedido, deve ser feita uma preparação das superfícies dos materiais envolvidos na ligação. Deve ser garantido um paralelismo entre superfícies e sempre que possível trabalhar com superfícies planas. As operações de acabamento, de limpeza e de processamento das ligações devem, idealmente, ser realizadas imediatamente umas a seguir às outras. No acabamento superficial a rugosidade é conferida pelo desbaste efetuado em lixas de carboneto de silício. Quanto à limpeza, as superfícies dos materiais a ligar devem estar livres de sujidades e de filmes, nomeadamente de filmes constituídos por óxidos ou por compostos orgânicos. A remoção deste filmes deve ser garantida pois estes podem participar nas reações interfaciais e originar produtos prejudiciais para a integridade da ligação. Para a limpeza das superfícies pode ser feito um desengorduramento em acetona ou álcool por ultra - sons [1].
O processamento de ligações por brasagem pode ser efetuado com recurso a diferentes tipos de fornos. Os fornos de resistência elétrica em atmosfera de gás inerte ou em vazio é a alternativa economicamente mais viável. O processamento de ligações por brasagem pode ser também
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efetuado em fornos de indução (brasagem por indução) e em fornos de infravermelhos (brasagem por infravermelhos). Os fornos de indução permitem efetuar aquecimentos e arrefecimentos rápidos e localizados. No caso dos fornos de infravermelhos, as velocidades de aquecimento e arrefecimento não são tão elevadas, mas em contrapartida, o custo dos equipamentos é menor. [1]
Existem diversos estudos publicados referentes ao processamento de ligações por brasagem, em que estão envolvidos os materiais de base utilizados neste trabalho, alguns dos quais a seguir se analisam. Um resumo de alguns destes estudos encontra-se apresentado nas tabelas 1 e 2.
R. K. Shiue et al. [9] processaram ligações por brasagem por infravermelhos entre a liga TiAl
mediante a utilização da liga de brasagem BAg-8 (71/73 Ag - 27/29 Cu, % ponderal). As ligações foram processadas entre 900 e 1150 ºC, com tempos de estágio à temperatura de brasagem compreendidos entre 15 e 180 segundos. Neste estudo, verificou-se a formação das seguintes
fases na interface: AlCuTi , AlCu2Ti, Ti3Al e (Ag). O cobre é o elemento da liga de brasagem que
reage com o TiAl, formando camadas de reação contínuas constituídas por AlCuTi e AlCu2Ti. No
processamento efetuado a 950 ºC com um tempo de estágio de 60 segundos, obteve-se um máximo de resistência ao corte das ligações à temperatura ambiente (343 MPa). O aumento do tempo de estágio, para a mesma temperatura de brasagem, resultou no crescimento da camada de reação composta por AlCuTi, sendo esta a camada mais dura (597 HV), e por conseguinte a mais frágil, o seu crescimento degrada a resistência mecânica das ligações.
Num outro estudo, desenvolvido por R. K. Shiue et al. [10] através do processo de ligação brasagem por infravermelhos, processaram-se ligações entre a liga TiAl, utilizando como materiais de adição Al puro e uma liga de brasagem Al-Si (BAlSi-4). As ligações processadas com Al puro como material de adição, apresentam uma resistência ao corte muito fraca. A baixa resistência mecânica e elevada fragilidade das ligações são resultado das interfaces serem essencialmente
constituídas por TiAl3.A interface resultante do processamento com a liga de brasagem Al-Si é
composta por uma extensa zona composta por uma fase rica em Al, uma fase rica em Si e alguns
compostos intermetálicos Al-Fe-Si. Neste estudo a fase AlSi3Ti2 foi detetada apenas em ciclos
curtos de brasagem. Nas ligações processadas a 900 ºC, com tempos de estágio superiores a 120 segundos, esta fase desaparece completamente. Foi também possível verificar que o composto
Al12Si3Ti5 se forma nos instantes iniciais e cresce rapidamente com o aumento do tempo de
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aumento do tempo de estágio. Para tempos de estágio de 2 e 5 minutos a resistência ao corte foi de 43,2 e 63,9 MPa, respetivamente. Nas amostras processadas a 800 ºC a fratura das ligações
ocorre sempre entre a camada Al12Si3Ti5 e a zona central da interface. A 900 ºC verificou-se que o
aumento do tempo de estágio aumenta a espessura da camada Al12Si3Ti5 e a fratura das ligações
ocorre nesta camada. Para tempos de estágio iguais ou superiores a 240 segundos a fratura ocorre numa zona central da interface.
R. K. Shiue et al. [11]também processaram ligações TiAl/TiAl por brasagem por infravermelhos
utilizando Ag pura como metal de adição. As ligações foram processadas entre 1000 e 1100 ºC, com tempos de estágio à temperatura de brasagem compreendidos entre 15 e 180 segundos. Neste estudo verificou-se a formação de uma camada de reação junto ao material de base,
composta pelas fases Ti(Al,Ag), Ti3(Al,Ag) e uma fase rica em Ag. A espessura desta camada de
reação aumentou com o aumento da temperatura e do tempo de brasagem. Na zona central da interface verificou-se a formação de uma fase rica em Ag. O uso de Ag pura como metal de adição possibilitou a produção de ligações de elevada resistência ao corte (385 MPa) à temperatura ambiente.
P. He et al. [12], através do processo brasagem por indução, processaram ligações entre a liga com base no composto intermetálico TiAl e o aço 35CrMo (Fe-0,35C-0,27Si-0,55Mn-0,1Cr-0,2Mo, % ponderal), utilizando AgCuTi como metal de adição. O processamento das ligações foi efetuado entre 850 e 970 ºC e com tempos de estágio compreendidos entre 1 e 10 minutos. Este estudo foca-se na avaliação das propriedades mecânicas das ligações à temperatura ambiente. A máxima tensão de rotura à tração das ligações (320MPa) foi obtida nas amostras processadas a 870 ºC durante 5 minutos. Verificou-se que o aumento da temperatura de brasagem induz a formação de interfaces mais ricas em intermetálicos Al-Cu-Ti, o que resulta numa diminuição da tensão de rotura à tração das ligações. Relativamente ao tempo de estágio, quando este é maior que 5 minutos o tamanho dos compostos intermetálicos Al-Cu-Ti aumenta significativamente e a tensão de rotura à tração das ligações diminui. A tensão de rotura à tração das ligações é máxima quando a camada constituída por compostos intermetálicos Al-Cu-Ti é cerca de um terço da espessura total da interface.
Y. Li et al. [13], através do processo de brasagem em forno de resistências elétricas, processaram ligações entre a liga TiAl e o aço 42CrMo (Fe-0,42C-1,0Cr-0,7Mn-0,3Si-0,5Mo, % ponderal), utilizando como metal de adição uma multicamada Ag-Cu/Ti/Ag-Cu. As ligações foram
9
processadas entre 860 e 1000 ºC e com tempos de estágio à temperatura de brasagem compreendidos entre 5 e 25 minutos. A interface formada pode ser dividida em três zonas
distintas: camadas de reação localizadas perto do TiAl (compostas pelas fases Ti3Al, AlCuTi e
AlCu2Ti); zona central (constituída por (Ag) na qual está dispersa uma mistura de eutético Ag-Cu e
de partículas de AlCu2Ti); camada de reação formada junto ao aço 42CrMo (composta pela fase
TiC). No processamento efetuado a 900 ºC durante 5 minutos, a tensão de rotura à tração e a resistência ao corte foi de 347 MPa e 229 MPa, respetivamente.
Num estudo realizado por R. K. Shiue et al. [14] processaram-se ligações TiAl/ Ti6Al4V usando
duas ligas de brasagem diferentes (Ti–15Cu–25Ni e Ti–15Cu–15Ni). As ligações foram processadas por brasagem por infravermelhos a 970 ºC, com tempos de estágio compreendidos
entre 5 e 20 minutos. A interface é constituída pelos intermetálicos Ti2Ni e Ti3Al. A quantidade do
intermetálico Ti2Ni diminui com o aumento da temperatura de brasagem e/ou do tempo de
estágio. Em contraste, a espessura da camada de reação constituída pela fase Ti3Al não é afetada
pelas condições de processamento. Verificou-se um aumento da resistência ao corte média com o aumento do tempo de estágio. As amostras processadas com a liga Ti-15Cu-25Ni e com um tempo de estágio de 5 minutos apresentam o menor valor de resistência ao corte (189 MPa). A resistência ao corte máxima de 280 MPa foi obtida para as amostras processadas com a liga Ti– 15Cu–15Ni e com um estágio de 20 minutos.
H. B. Liu et al. [15] processaram ligações Ti6Al4V/ SiO2 por brasagem ativa em forno de
resistências elétricas, utilizando AgCuTi como metal de adição. As ligações foram processadas entre 850 e 1000 ºC durante 5 minutos. Nas ligações processadas a 800 ºC, a sequência de camadas de reação formadas na interface, partindo do cerâmico para o metal, é a seguinte: TiSi2+Ti4O7 / TiCu + Cu2Ti4O / (Ag) + (Cu) / TiCu / Ti2Cu / (Ti) + Ti2Cu. Com o aumento da
temperatura de brasagem e do tempo de estágio, a espessura das camadas de reação aumenta e a fase (Ag) diminui até que desaparece por completo. No processamento efetuado a 1000 ºC
formam-se na interface duas novas camadas: uma camada constituída pelas fases (Ti) e Ti3Al e
outra camada composta por uma mistura das fases (Ti), Ti3Cu e Ti3Al. O máximo de resistência ao
corte (27 MPa) é obtido nas ligações processadas a 900 ºC durante 5 minutos e a fratura ocorre através do cerâmico.
Y. C. Du e R. K. Shiue [16] desenvolveram um estudo onde se processaram ligações entre a liga Ti6Al4V utilizando duas ligas de brasagem à base de prata (72Ag-28Cu e 95Ag-5Al). A interface
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resultante do processamento de ligações com a liga de brasagem 72Ag-28Cu é constituída por uma fase rica em Ag, o eutético Ag-Cu e camadas de reação Ti-Cu. No caso das ligações processadas com a liga 95Ag-5Al a interface é constituída por uma fase rica em Ag e pela camada
de reação composta por TiAl ou Ti3Al. Neste estudo verificou-se uma maior resistência ao corte nas
amostras processadas com a liga de brasagem 72Ag-28Cu. Para amostras processadas com esta liga, em forno de resistências elétricas, a uma temperatura de 800 ºC e um tempo de estágio de 20 minutos a resistência ao corte média obtida foi de 79 MPa; em amostras processadas a 850 ºC com o mesmo tempo de estágio verificou-se uma menor resistência ao corte (67 MPa). Z. Yang et al. [17] efetuaram o processamento de ligações entre a liga TiAl e o compósito de carbono e carboneto de silício (C-SiC), por brasagem em forno de resistências elétricas, utilizando 72Ag-28Cu como metal de adição. As ligações foram processadas entre 880 e 920 ºC, com tempos de estágio à temperatura de brasagem compreendidos entre 2 e 25 minutos. No processamento efetuado a 900 ºC durante 10 minutos verificou-se a formação de várias camadas
com a seguinte constituição: AlCuTi/ AlCu2Ti/ (Ag) + eutético Ag-Cu + AlCu2Ti/ TiC + Ti5Si3. Neste
estudo verificou-se que a qualidade das ligações está relacionada com a união da camada TiC com a superfície do compósito. A máxima resistência ao corte (85 MPa) foi atingida nas amostras processadas a 900 ºC durante 10 minutos.
Nas tabelas 1 e 2 encontram-se indicados os sistemas de materiais utilizados em alguns destes estudos, as condições de processamento e os valores da resistência mecânica máxima das ligações.
Tabela 1 – Sistemas de materiais e tipo de forno utilizados no processamento de ligações por brasagem e brasagem ativa, envolvendo as ligas γ-TiAl e/ou Ti6Al4V.
Referência
do estudo Materiais de base Liga de brasagem Tipo de forno
[12] Ti-47,5Al-2,5V-1Cr;
Ti-48Al-2Cr-2Nb (a)/ Aço 35CrMo Ag-35,2Cu-1,8Ti
(b) Indução
[14] Ti50Al50 / Ti-6Al-4V Ti-15Cu-25Ni ; Ti-15Cu-15Ni (b) Infravermelhos
[15] SiO2 / Ti-6Al-4V Ag-21Cu-4,5Ti (b) Resistência elétrica
[17] Ti-43Al-9V-0,3Y (a) / C/SiC 72Ag-28Cu (b) Resistência elétrica
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Tabela 2 – Variáveis de processamento (temperatura e tempo), valores da resistência mecânica máxima e tipo de ensaio mecânico utilizado na caracterização de ligações processadas por brasagem e brasagem
ativa, envolvendo as ligas γ-TiAl e/ou Ti6Al4V.
Referência do estudo Temperatura de brasagem (˚C) Tempo de brasagem (minutos)
Resistência mecânica máxima à temperatura ambiente (MPa) /
Condições de processamento associadas Tipo de ensaio [12] 850 – 970 1 - 10 320 (T=870 ºC; t=5min) Tração [14] 930 – 970 3 - 20 280 (T=970 ºC; t=20 min) Corte [15] 850 – 1000 1 - 30 27 (T=900 ºC; t=5 min) Corte [17] 880 – 920 2 - 25 85 (T= 900 ºC; t=10 min) Corte
2.3.2 Ligação por difusão no estado sólido
A ligação por difusão no estado sólido é um processo que não envolve a formação de uma fase líquida no estabelecimento da ligação, sendo totalmente conduzido no estado sólido. Neste processo a temperatura de ligação é inferior à temperatura de fusão dos materiais de base e o tempo de estágio à temperatura de ligação varia entre alguns minutos e várias horas. Para o estabelecimento da ligação é necessária a aplicação de pressão, e esta deve ser inferior às que causariam deformações plásticas macroscópicas nos materiais de base. As pressões aplicadas podem variar entre as dezenas e algumas centenas de MPa. Pode ser utilizada uma camada intermédia entre os materiais de base, com intuito de facilitar o estabelecimento da ligação ou evitar a formação de fases frágeis na interface [1].
O estabelecimento da ligação por difusão no estado sólido processa-se através de três estágios (figura 4):
Estágio I – Deformação das microssaliências;
Estágio II – Transporte de massa controlado por difusão;
Estágio III – Migração da interface.
No primeiro estágio ocorre a deformação das microssaliências, visto que uma superfície exibe sempre uma rugosidade superficial e nunca se encontra totalmente plana. O contacto dos materiais dá-se apenas através destas asperidades e a área de contacto representa um pequena fração da área total de ligação. A carga aplicada sobre esta pequena área de contacto resulta na deformação plástica das microssaliências, pois formam-se tensões locais elevadas que ultrapassam a tensão de cedência do material. Idealmente, no fim deste estágio a superfície de contacto deve ser plana e encontram-se dispersos alguns poros [1,2].
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No segundo estágio, a maioria dos poros é eliminada em consequência da ativação de mecanismos de difusão (difusão em volume e nas fronteiras de grão) e por deformação plástica. A força motriz para a densificação é a diminuição da energia livre de superfície resultante do decréscimo da porosidade [1,2].
No terceiro estágio ocorre a migração da interface. Durante a migração da fronteira de grão interfacial, os poros remanescentes ficam encurralados no interior dos grãos, deixando de estar em contacto com as fronteiras de grão e a sua eliminação ocorre apenas devido à difusão em volume. A eliminação total dos poros remanescentes já não produz uma melhoria significativa das propriedades mecânicas da ligação [1,2].
Figura 4 – Estabelecimento da ligação por difusão no estado sólido: a) contacto inicial entre as microssaliências; b) aumento da área de contacto por deformação plástica e fluência das microssaliências; c) eliminação da maioria dos poros e migração da fronteira de grão da interface; d) continuação da difusão em volume, eliminação ou diminuição dos poros [1,2].
A rugosidade das superfícies de ligação assume um papel importante, este processo requer um bom acabamento da superfície para manter um bom contacto entre as partes a ligar e contribuir para um deformação plástica homogénea. As superfícies devem ser bem limpas para minimizar as contaminações das ligações [1].
As principais vantagens do processamento de ligações por difusão no estado sólido são as seguintes [1]:
Possibilidade de obter junções em que a interface apresenta composição química e
estrutura semelhante à dos materiais de base e, consequentemente, resistência mecânica idêntica;
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Os riscos de fissuração associados à solidificação são eliminados e a degradação da
superfície dos componentes é mínima, visto tratar-se de um processo conduzido totalmente no estado sólido.
As principais limitações deste processo são as seguintes [1]:
Necessidade de aplicação de “elevadas” pressões, sendo por isso restringido à ligação de
componentes de dimensão reduzida;
Custo elevado dos equipamentos;
Aplicação somente a junções de geometria simples e a superfícies planas.
De seguida apresentam-se alguns estudos publicados referentes ao processamento de ligações por
difusão no estado sólido em que estão envolvidas as ligas γ-TiAl e Ti6Al4V. Um resumo de alguns
destes estudos encontra-se apresentado nas tabelas 3 e 4.
X. Wang et al. [18] processaram ligações γ-TiAl/Ti6Al4V por difusão no estado sólido. As ligações foram processadas entre 800 e 900 ºC, com tempos de estágio de 30 e 120 minutos e uma pressão de 100 MPa. No processamento efetuado a 800 ºC durante 30 minutos verificou-se que a interface apresentava alguns poros. No entanto, estes foram eliminados com o aumento do tempo de estágio para 120 minutos. As interfaces eram compostas por duas camadas de reação e a espessura destas camadas aumenta com o aumento da temperatura de processamento. Esta variável de processamento induz alterações microestruturais nos materiais de base, isto é, há um crescimento do tamanho de grão dos materiais de base com o aumento da temperatura de processamento. A fratura das ligações processadas a 800 ºC durante 30 minutos ocorreu pela interface e detetou-se na superfície de fratura alguns poros. As ligações processadas a 800 ºC durante 120 minutos exibiram dois modos de fratura, uma fraturou pela liga γ-TiAl e outra pela interface.
Num estudo efetuado por M. I. Barrena et al. [19] processaram-se ligações por difusão no estado sólido entre o compósito de carboneto de tungsténio e cobalto (WC-Co) e a liga Ti6Al4V, utilizando a liga Ticusil (Ag - 27,19 Cu – 4,52 Ti, % ponderal) como camada intermédia. O processamento foi efetuado a 825 e 850 ºC, com tempos de estágio de 15, 30 e 60 minutos e uma pressão de 2 MPa. Para processamentos efetuados a temperaturas mais baixas e tempos mais curtos (825 ºC, 30 minutos) nas interfaces, que são constituídas por cinco camadas de reação,
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apresenta maior dureza (zona mais frágil), é composta pelos carbonetos TiC e WC. Nos processamentos efetuados a 850 ºC durante 15 minutos, verificou-se que a microestrutura da interface é semelhante à observada a 825 ºC - 30 minutos, no entanto, incorporação dos elementos Cu, Ti e Ag nos materiais de base é maior. A máxima resistência ao corte das ligações (955 MPa) foi obtida nas amostras processadas a 850 ºC durante 30 minutos.
N. Ozdemir e B. Bilgin [20] processaram ligações por difusão no estado sólido entre a liga Ti6Al4V e o aço inoxidável AISI 304, utilizando uma folha de Cu como camada intermédia. As ligações foram processadas a 830, 850 e 870 ºC, com tempos de estágio de 50, 70 e 90 minutos e com uma pressão de 1 MPa. Nas interfaces, constituídas por diversas camadas de reação (sete no total), foram detetados diversos compostos, a saber: CuTi, CuTi2, CuTi3, Ti3Al, Cu4Ti3, Cu3Ti2,
Ti33Cu67-xFex e FeTi. Junto ao aço inoxidável detetou-se uma fina camada constituída pelas fases
γCu, γCu+ αFe, σ, αFe + σ (do diagrama de fases ternário Fe-Cu-Ti). A resistência ao corte das ligações
aumenta com o aumento da temperatura de processamento e do tempo de estágio. A máxima resistência ao corte das ligações (118 MPa) foi obtida nas ligações processadas a 870 ºC durante 90 minutos.
H. Zhao et al. [21], através do processo difusão no estado sólido, processaram ligações Ti6Al4V/Cu-10Sn. As ligações foram processadas a 830 ºC, com tempos de estágio compreendidos entre 5 e 20 minutos e com uma pressão de 10 MPa. Nas interfaces, constituídas por quatro camadas de reação, foram detetados compostos intermetálicos Ti-Cu-Sn e Ti-Cu, uma fase rica em Pb e a fase β-Ti. A espessura destas camadas aumenta com o aumento do tempo de estágio. O máximo de resistência ao corte (102 MPa) é obtido nas ligações processadas a 830 ºC durante 15 minutos. Para as diferentes condições de processamento verificou-se que a morfologia da superfície de fratura das ligações é semelhante. A fratura das ligações ocorre na interface entre
a camada de reação composta pela fases CuSn3Ti5 e Pb e o material de base Cu-10Sn.
S. Simões et al. [22] processaram ligações por difusão no estado sólido entre a liga Ti-45Al-5Nb (% atómica). Entre os materiais de base foi introduzida uma camada intermédia que consistiu em nanocamadas de Ni/Al e folhas de Ti e Ni. As ligações foram processadas a 800 e 900 ºC com tempos de estágio de 30 e 60 minutos e uma pressão de 5 MPa. Neste estudo foram investigadas diferentes combinações de multicamadas de Ni/Al com folhas de Ti e Ni. As interfaces resultantes dos processamentos efetuados a 800 e 900 ºC (com uma multicamada de filmes finos com um período de 14 nm) eram compostas por seis zonas distintas. No processamento efetuado a
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800 ºC verificou-se a formação das seguintes fases na interface: AlNiTi, NiAl, AlNi2Ti, Ti3Al, Ti e
Ti2Ni. Nas ligações processadas a 900 ºC verificou-se que a difusão é mais intensa e o teor de Al
na interface é maior, resultando na formação de novas fases ricas em Al. A resistência ao corte de ligações processadas com nanocamadas de Ni/Al e folhas de Ti e Ni é baixa, sendo a resistência máxima de 38 MPa, obtida mediante o processamento efetuado nas seguintes condições: 900 ºC/30 minutos/5 MPa/14 nm. A fratura das ligações ocorre numa zona central da interface
composta pelas fases Ti2Ni, AlNi2Ti e AlNiTi.
Nas tabelas 3 e 4 encontram-se indicados os sistemas de materiais utilizados nalguns destes estudos, as condições de processamento que originaram a resistência mecânica máxima das ligações e os valores da resistência mecânica máxima das ligações.
Tabela 3 – Sistemas de materiais e tipo de forno utilizados no processamento de ligações por difusão no estado sólido, envolvendo as ligas γ-TiAl ou Ti6Al4V.
Referência
do estudo Materiais de base Camada intermédia Tipo de forno
[19] WC-15Co / Ti-5,5Al-3,5V (a) Liga Ticusil Resistência elétrica
[20] Ti-6Al-4V (a)/ AISI 304 Folha de Cu Indução
[21] Ti-5,5Al-4,5V / Cu - 10Sn (a) - - - - Resistência elétrica
[22] Ti - 45Al - 5 Nb (b) Nanocamadas de Ni/Al e
folhas de Ti e Ni Radiação
(a) Percentagem ponderal; (b) Percentagem atómica.
Tabela 4 – Variáveis de processamento (temperatura, tempo e pressão), valores da resistência mecânica máxima e tipo de ensaio mecânico utilizado na caracterização de ligações processadas por difusão no
estado sólido, envolvendo as ligas γ-TiAl ou Ti6Al4V.
Referência do estudo Temperatura (˚C) Tempo de estágio (minutos) Pressão (MPa) Resistência mecânica à temperatura ambiente (MPa)/ Condições de processamento associadas Tipo de ensaio [19] 825 – 850 15 - 60 2 955 (T=850 ºC; t=30 min) Corte [20] 830 – 870 50 - 90 1 118 (T=870 ºC; t=90 min) Corte [21] 830 5 - 20 10 102 ( t =15 min) Corte [22] 800 – 900 30 - 60 5 38 (T=900 ºC; t=30 min) Corte
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2.3.3 Brasagem por difusão
A brasagem por difusão envolve a participação de uma fase líquida no estabelecimento da ligação, tal como a brasagem e contrariamente à ligação por difusão no estado sólido. O processo consiste em inserir entre os materiais de base uma camada intermédia e aquecer o conjunto, em regra, em vazio. A camada intermédia pode ser utilizada na forma de folha, revestimento ou pode assumir uma configuração mais complexa (por exemplo, várias folhas de metais puros e/ou de ligas metálicas). É normalmente aplicada ao conjunto uma pressão de alguns Pa (pressão de contacto), que tal como no processamento de ligações por brasagem, destina-se a promover um contacto íntimo entre as superfícies dos materiais envolvidos na ligação [1].
Nesta técnica de ligação, a formação da fase líquida pode ocorrer devido à temperatura de fusão da camada intermédia ter sido excedida, ou a interdifusão entre os materiais de base e a camada intermédia, ou entre as espécies atómicas da camada intermédia originar uma liga com ponto de fusão inferior à temperatura de processamento [1].
Para que este processo de ligação seja bem sucedido é necessária uma seleção criteriosa das variáveis de processamento (temperatura de brasagem, tempo de estágio e tipo de camada intermédia), visto que estas influenciam fortemente a magnitude da difusão [1].
A ligação por brasagem por difusão é uma alternativa à ligação por difusão no estado sólido, quando se torna proibitivo o uso de elevadas temperaturas e pressões de processamento por provocarem a degradação do material base. Assim sendo, este processo apresenta algumas das vantagens da brasagem (temperatura relativamente baixa e reduzida pressão de processamento) e da ligação por difusão no estado sólido (em condições ideais, interfaces com a estrutura e a resistência do material de base) [1].
Existem alguns estudos publicados referentes ao processamento de ligações por brasagem por
difusão em que estão envolvidas as ligas γ-TiAl e Ti6Al4V. Um resumo de alguns destes estudos
encontra-se apresentado nas tabelas 5 e 6.
S. J. Lee e S. K. Wu [23]desenvolveram um estudo onde se processaram ligações por brasagem
por difusão entre a liga Ti-48Al-2Nb-2Cr (% atómica), utilizando uma folha de Ti-15Cu-15Ni (% ponderal) como camada intermédia. O processamento das ligações foi efetuado num forno de infravermelhos entre 1100 e 1200 ºC e com tempos de estágio compreendidos entre 30 e 60 segundos. Nas interfaces, constituídas por diversas camadas de reação (sete no total), foram
17
detetados variados compostos, a saber: γ-TiAl, α2 - Ti3Al, TiCu2 e Ti (Ni,Cu). Verificou-se que as
interfaces obtidas à temperatura ambiente resultam da solidificação isotérmica do líquido à temperatura de processamento, seguida de difusão no estado sólido. A difusão de alumínio do material de base para a zona interfacial desempenha o papel preponderante no estabelecimento da ligação. Neste estudo foram efetuados ensaios de resistência à compressão à temperatura ambiente e verificou-se que as ligações processadas a 1200 ºC com um tempo de estágio de 42 segundos, apresentavam a melhor resistência à compressão (322 MPa).
H. Duan et al. [24] processaram ligações TiAl (Ti-42Al-2Cr % ponderal) por brasagem por difusão com recurso a folhas de Ti, Cu, Ni e Fe. Neste estudo o sistema de materiais testado foi TiAl/M -Ti/TiAl, sendo o M a folha de Cu, Ni ou Fe. Durante o processo de ligação os elementos Cu, Ni e Fe atuam como MPD (Melting Point Depressants) do elemento Ti. No total foram testados três sistemas de materiais TiAl/Cu-Ti/TiAl, TiAl/Ni-Ti/TiAl, TiAl/Fe-Ti/TiAl. As temperaturas de processamento foram escolhidas tendo em conta a temperatura eutética dos diagramas de fases binários Cu-Ti, Ni-Ti e Fe-Ti. Para as combinações Cu-Ti, Ni-Ti e Fe-Ti as temperaturas de processamento utilizadas foram 1000, 1050, 1150 ºC, respetivamente. As ligações foram todas processadas com um tempo de estágio à temperatura de processamento de 60 minutos e com uma pressão de 2 MPa. Os resultados obtidos neste estudo demonstram que podem ser detetados dois tipos de microestruturas na interface. As ligações processadas com a combinação Cu-Ti apresentam uma interface com uma microestrutura simétrica, já as ligações processadas com as folhas Ni-Ti e Fe-Ti apresentam uma microestrutura assimétrica. Esta diferença está
relacionada com o processo de formação da fase líquida. Quando a fase líquida tende a aparecer
primeiro na folha que atua como MPD a interface apresenta uma microestrutura simétrica, caso contrário apresenta uma microestrutura assimétrica.
H. Duan et al. [25] desenvolveram outro estudo onde processaram ligações TiAl/Ti6242 por brasagem por difusão utilizando folhas de Ti e Cu como camada intermédia. Neste estudo testaram-se duas configurações diferentes TiAl/Ti-Cu/Ti6242 e TiAl/Cu-Ti/Ti6242. As ligações foram processadas a 1000 e 1050 ºC, com tempos de estágio à temperatura de processamento de 10 e 60 minutos e com pressões de 4 kPa e 2 MPa. A influência dos parâmetros de processamento, como a pressão, temperatura, tempo de estágio e a sequência de empilhamento das folhas colocadas entre os materiais de base, na microestrutura da interface foi analisada nesta investigação. No processamento efetuado com a configuração TiAl/Ti-Cu/Ti6242 a 1000 ºC
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durante 10 minutos verificou-se que o aumento da pressão para 2 MPa diminui a espessura da interface de 126 para 89 µm. Além disso, a quantidade de defeitos na interface entre o material de base TiAl e a camada intermédia diminui com o aumento da pressão de processamento. O aumento da temperatura de 1000 para 1050 ºC, nas condições de processamento mencionadas anteriormente, resultou num aumento significativo do processo de interdifusão, no desaparecimento de uma contínua camada rica em cobre detetada a 1000 ºC e no aumento da espessura da interface de 89 para 122 µm. No processamento efetuado com a configuração TiAl/Ti-Cu/Ti6242 a 1000 ºC com uma pressão de 2 MPa, verificou-se que o aumento do tempo de estágio de 10 para 60 minutos aumenta a espessura da interface de 89 para 187 µm e resulta no desaparecimento da camada de cobre. A alteração da sequência de empilhamento das folhas colocadas entre os materiais de base de TiAl/Ti-Cu/Ti6242 para TiAl/Cu-Ti/Ti6242 resulta numa diminuição da espessura total da interface de 89 para 68 µm porque a difusão de átomos de Cu para o material de base Ti6242 diminuiu. Além disso, a quantidade de eutético na camada intermédia diminui significativamente e desapareceu a contínua camada rica em cobre.
A. Alhazaa et al. [5] processaram ligações entre a liga Al7075 e a liga de titânio Ti6Al4V por brasagem por difusão, utilizando como camada intermédia uma folha de Cu. As ligações foram processadas a 500 ºC, com tempos de estágio compreendidos entre 5 e 60 minutos e com uma pressão de 0,2 MPa. A ligação entre o Cu e a liga Al7075 ocorreu por formação de um líquido
com composição eutética e a ligação entre o Cu e a liga Ti6Al4V por difusão no estado sólido. A
formação de uma fase líquida com composição eutética resultou na formação de várias fases, θ (Al2Cu), T (Al2Mg3Zn3) e Al13Fe. A difusão do cobre para a liga de Ti6Al4V resultou na formação do composto Cu3Ti2. Para um tempo de estágio de 30 minutos verificou-se uma maior difusão do Cu. Foram realizados ensaios de resistência ao corte e verificou-se que a fratura ocorreu perto da liga Ti6Al4V. A máxima resistência ao corte das ligações (19,5 MPa) foi obtida nas ligações processadas com tempos de estágio superiores a 30 minutos.
M. S. Kenevisi e S. M. Mousavi Khoie [26] desenvolveram um estudo onde processaram ligações Al7075/Ti6Al4V por brasagem por difusão. Nos materiais de base depositou-se um filme fino de Cu e utilizou-se uma liga à base de Sn (Sn-10Zn-3,5Bi) como camada intermédia. As ligações foram processadas a 500 ºC, com tempos de estágio compreendidos entre 15 e 60 minutos e com uma pressão de 2 MPa. Para tempos de estágio de 15 minutos detetou-se a formação de fase AlCu no interior da camada intermédia. Para tempos de estágio mais longos (60 minutos)
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formaram-se os compostos intermetálicos TiAl e Ti3Al. Verificou-se que o aumento do tempo de
estágio induz a formação de compostos intermetálicos, resultando num aumento da dureza da interface. A resistência ao corte das ligações aumenta com o aumento do tempo de estágio, devido ao aumento da difusão atómica e à formação de compostos intermetálicos. O máximo de resistência ao corte (30 MPa) é obtido nas ligações processadas com um tempo de estágio à temperatura de processamento de 60 minutos.
Nas tabelas 5 e 6 encontram-se indicados os sistemas de materiais utilizados nalguns destes estudos, as condições de processamento que originaram a resistência mecânica máxima das ligações e os valores da resistência mecânica máxima das ligações.
Tabela 5 – Sistemas de materiais e tipo de forno utilizados no processamento de ligações por brasagem por difusão, envolvendo as ligasγ-TiAl ou Ti6Al4V.
Referência
do estudo Materiais de base Camada intermédia Tipo de forno
[23] Ti-48Al-2Cr-2Nb (a) Ti-15Cu-15Ni (b) Infravermelhos
[5] Al7075 / Ti6Al4V Cobre Indução
[26] Al7075 / Ti6Al4V Sn-10Zn-3,5Bi Resistência elétrica
(a) Percentagem atómica; (b)Percentagem ponderal.
Tabela 6 – Variáveis de processamento (temperatura, tempo e pressão), valores da resistência mecânica máxima e tipo de ensaio mecânico utilizado na caracterização de ligações processadas por brasagem por
difusão, envolvendo as ligas γ-TiAl ou Ti6Al4V.
Referência do estudo Temperatura de brasagem (˚C) Tempo de brasagem (s) Pressão (MPa) Resistência mecânica à temperatura ambiente (MPa)/ Condições de processamento associadas Tipo de ensaio [23] 1100 -1200 30 - 60 - - - 322 (T=1200 ºC; t=42 s) Compressão [5] 500 300 - 3600 0,2 19,5 (t>1800 s) Corte [26] 500 900 - 3600 2 30 (t=3600 s) Corte
2.3.4 Soldadura
A ligação de metais dissimilares por técnicas de soldadura é extremamente difícil, devido às diferentes propriedades físicas e químicas dos materiais de base que dificultam a seleção das variáveis de processamento, e definir de forma adequada as variáveis de processamento é um pré-requisito básico para o sucesso do processo, e mais difícil comparativamente às restantes
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técnicas. Além disso, o processamento de ligações por soldadura envolvendo a liga γ-TiAl requer um controlo apertado dos parâmetros do processo, devido ao elevado risco de fissuração. A baixa ductilidade da liga γ-TiAl, aliada a tensões residuais de origem térmica e à formação de fases frágeis na zona de ligação, pode levar à ocorrência deste problema [1,29].
A seguir apresentam-se alguns estudos publicados referentes ao processamento de ligações por
soldadura em que estão envolvidas as ligas γ-TiAl e Ti6Al4V.
M. C. Chaturvedi et al. [27] processaram ligações entre uma liga à base de TiAl (Ti 45Al 2Nb
-2Mn + 0,8 ( % volúmica) TiB2) por soldadura por feixe de eletrões . As ligações foram realizadas a
tensão constante (44 kV), variando a intensidade de corrente entre 20 e 79 mA e a velocidade de avanço entre 2,1 e 25,4 mm/s. Neste estudo avaliou-se o efeito da velocidade de arrefecimento na evolução da microestrutura da liga. Para elevadas velocidades de arrefecimento verificou-se que a liga torna-se extremamente frágil, uma vez que há uma inibição da reação eutetóide
(α-Ti α2 -Ti3Al + γ-TiAl). Assim, foi concluído que a seleção dos parâmetros de soldadura deve
induzir baixas velocidades de arrefecimento, de modo a que a se dê a decomposição total da fase α-Ti.
Num estudo desenvolvido por G. Chen et al. [28] processaram-se ligações entre uma liga à base de TiAl (Ti – 43Al - 9V - 0,3Y, % atómica) por soldadura por feixe de eletrões. O principal objetivo deste trabalho consistiu no desenvolvimento de um novo processo que melhore a soldabilidade das ligas com base no composto intermetálico TiAl, por soldadura por feixe de eletrões. O novo método, proposto neste trabalho, prolonga o estágio de alta temperatura por acumulação e compensação de calor. Neste método, a dissipação de calor é impedida pela utilização de um material cerâmico como um subpavimento que funciona como isolamento térmico, a acumulação de calor é conseguida por pré-aquecimento do metal de base e a compensação de calor por pós-aquecimento. Nas ligações processadas pelo método convencional de soldadura por feixe de
eletrões, a zona soldada é essencialmente composta pela fase α2 - Ti3Al, sendo esta uma fase
propensa à deformação plástica. As zonas soldadas pelo método novo apresentam uma estrutura
constituída por grãos monofásicos de γ e por grãos lamelares de α2 e de γ. Verificou-se que as
ligações processadas pelo novo método apresentam uma maior tensão de rotura à tração (411,3 MPa) do que as ligações processadas pelo método convencional (324,7 MPa).
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Z. Zhu et al. [29] utilizaram a soldadura ultrassónica para processar ligações entre a liga de alumínio Al6056 e a liga de titânio Ti6Al4V. Processaram-se ligações com diferentes pressões (0,3, 0,4 e 0,5 MPa) e tempos de soldadura (90,110,140,170 e 200 ms). Neste estudo avaliou-se o efeito dos parâmetros de processamento, pressão e tempo, na microestrutura e nas propriedades mecânicas da interface. Verificou-se que com o aumento do tempo de soldadura há uma aumento da largura da zona de difusão, visto que a temperatura da interface aumenta e a difusão atómica é mais intensa. A máxima resistência mecânica foi obtida nas ligações processadas com 0,4 MPa durante 170 ms.
H. Liu et al.[30] processaram ligações da liga Ti6Al4V por soldadura a laser. O processamento de
ligações foi efetuado com uma potência constante do laser de 10 kW e com velocidades de soldadura compreendidas entre 2 e 8 m/min. Neste estudo verificou-se que para velocidades de soldadura entre 2 e 6 m/min. a profundidade de penetração é total, mas para velocidades de soldadura de 8 m/min. a profundidade de penetração é parcial. A interface é composta por três zonas distintas: a zona termicamente afetada perto do material de base, a zona termicamente afetada perto da zona de fusão e a zona de fusão. Para as condições de soldadura, 10 kW e 2 m/min., verificou-se que a interface é constituída pelas fases α, β, α transformada a partir da fase β anterior e pela fase martensítica α’ (resultante do arrefecimento rápido após soldadura). Com o aumento da velocidade de soldadura, a fase α transformada desaparece e a fase martensítica α’ é detetada apenas na zona termicamente afetada perto da zona de fusão e na zona de fusão. Além disso, a fase martensítica α’ na zona de fusão torna-se gradualmente fina com o aumento da velocidade de soldadura. Neste estudo verificou-se também que a formação da fase martensítica α’ conduz a uma maior dureza na zona termicamente afetada perto do material de base, e a curva de dureza sobe rapidamente devido ao aumento desta fase nesta zona. As outras duas zonas, como apresentam um microestrutura semelhante (predominância da fase martensítica α’), apresentam a mesma dureza. A zona de fusão apresenta maior dureza quando a estrutura martensítica é mais fina, e esta é originada por elevadas taxas de arrefecimento.
2.4 Processamento de ligações com recurso a multifolhas Al/Cu
Existem alguns estudos que deixam antever a possibilidade de utilizar multifolhas de Al/Cu como liga de brasagem [31,32,33,34,35]. A utilização de multifolhas Al/Cu como liga de brasagem requer, obviamente, uma análise do sistema Al-Cu.
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A análise do diagrama de equilíbrio Al-Cu (figura 5) indica, para além das soluções sólidas
terminais ((Al) e (Cu)), a existência de diversos compostos intermetálicos, a saber: θ - Al2Cu, η2 -
AlCu, ζ2 - Al3Cu4, δ - Al2Cu3, γ1 – Al4Cu9 e α2 – AlCu3. É de esperar que a reação entre o Al e Cu
origine a formação de fases frágeis, o que se pode tornar problemático para a sanidade das ligações. No entanto, a existência de um eutético de baixa temperatura e rico em Al deixa antever a possibilidade vantajosa de processar ligações a temperaturas relativamente baixas (superior à do eutético Al-Cu e inferior à temperatura de fusão do Al). A formação de uma fase líquida abaixo da temperatura de fusão do Al requer que ocorra a interdifusão entre as multifolhas de Al e Cu.
Figura 5 - Diagrama de equilíbrio Al-Cu. Adaptado de [36].
Sabe-se que a velocidade de difusão depende fortemente da temperatura e esta dependência é expressa pelo coeficiente de difusão, que é uma medida da velocidade de difusão. A difusão atómica envolve movimentos atómicos, é de esperar que, aumentando a temperatura do sistema, aumente a velocidade de difusão. Experimentalmente, verifica-se que, em muitos sistemas, a dependência da velocidade de difusão em relação à temperatura pode ser expressa pela equação de Arrhenius [37]:
Eq. (1)
Em que: D = Coeficiente de difusão ou difusividade (m2.s-1); D
0 = constante de difusão (m2.s-1);
Q = energia de ativação para a difusão (J.mol-1); R = constante universal dos gases perfeitos
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Os valores do coeficiente de difusão dependem de muitas variáveis, sendo de salientar [37]:
O tipo de mecanismo de difusão intersticial ou substitucional afeta o coeficiente de
difusão. Os átomos de cobre difundem-se substitucionalmente na rede do alumínio, já que os átomos de cobre e de alumínio têm aproximadamente o mesmo tamanho.
A temperatura à qual a difusão tem lugar afeta grandemente o valor do coeficiente de
difusão, o coeficiente de difusão aumenta à medida que a temperatura aumenta.
O tipo de estrutura cristalina do solvente é importante. Quanto menor o fator de
empilhamento atómico da estrutura cristalina, maior é o coeficiente de difusão. Se os espaços interatómicos são maiores na estrutura cristalina, os átomos podem difundir-se mais facilmente.
O tipo de defeitos cristalinos presentes na região onde está a ocorrer a difusão também é
importante. A difusão ocorre mais rapidamente ao longo das fronteiras de grão do que no interior dos grãos (difusão em volume) e um excesso de lacunas provoca um aumento da velocidade de difusão.
E. Hug e N. Bellido [32] referem que o coeficiente de difusão do Cu no Al (DCu - Al) é maior do que o
do Al no Cu (DAl - Cu) e que esta diferença se torna mais significativa com o aumento da temperatura.
Na tabela 7 indicam-se os valores dos coeficientes de difusão atómica, a 500 ºC, do sistema Al-Cu. Tendo em consideração os resultados apresentados por estes autores é de esperar que o teor de Cu nas folhas de Al aumente mais do que o teor de Al nas folhas de Cu.
Tabela 7 – Constantes de difusão D0, energias de ativação para a difusão e coeficientes de difusão, a 500
ºC, do sistema de difusão Al-Cu [37,38,39].
Soluto (estrutura da matriz) Solvente D0 (m2/s) Q (kJ/mol)
Coeficiente de difusão (m2/s)
a 500 ˚C
Cobre Alumínio 4,44×10-5 133,9 4×10-14
Alumínio Cobre 1,49×10-7 137,1 8×10-17
Os estudos que a seguir se apresenta ilustram a possibilidade de utilizar folhas de Al e Cu como liga de brasagem.
O presente trabalho teve como base um estudo desenvolvido por A. Vieira [31] que consistiu na ligação de materiais com recurso a multifolhas Al/Cu. Nesse estudo processaram-se ligações γ-TiAl/Ti6Al4V à temperatura de brasagem de 625 ºC, com um tempo de estágio de 60 minutos e sem recurso a pressões de processamento elevadas. A configuração de multifolhas Cu/Al/Cu foi
