UNIVERSIDADE FEDERAL DE SERGIPE
PROGRAMA DE PÓS-GRADUAÇÃO EM CIÊNCIA E
ENGENHARIA DE MATERIAIS
MESTRADO EM CIÊNCIA E ENGENHARIA DE MATERIAIS
HELTON JOSÉ RODRIGUES CABRAL
PRODUÇÃO, DEFORMAÇÃO A FRIO E RECRISTALIZAÇÃO DA
LIGA Ti-35Nb-0,15Si.
SÃO CRISTÓVÃO- SE
2013
HELTON JOSÉ RODRIGUES CABRAL
PRODUÇÃO, DEFORMAÇÃO A FRIO E RECRISTALIZAÇÃO DA
LIGA Ti-35Nb-0,15Si.
Dissertação apresentada à banca examinadora do Programa de Pós-Graduação em Ciência e Engenharia de Materiais da Universidade Federal de Sergipe, como parte dos requisitos para obtenção do título de Mestre em Ciência e Engenharia de Materiais.
Orientador: Prof. Dr. Wilton Walter Batista
Co-orientadora: Prof. Drª Sandra Andreia Stwart de Araujo Souza
SÃO CRISTÓVÃO- SE
2013
FICHA CATALOGRÁFICA ELABORADA PELA BIBLIOTECA CENTRAL UNIVERSIDADE FEDERAL DE SERGIPE
Cabral, Helton José Rodrigues
C117p Produção, deformação a frio e recristalização da liga Ti-35Nb-0,15Si / Helton José Rodrigues Cabral ; orientador Wilton Walter Batista. – São Cristóvão, 2013.
75 f. : il.
Dissertação (mestrado em Ciência e Engenharia de Materiais) – Universidade Federal de Sergipe, 2013.
O
1. Engenharia de materiais. 2. Ligas de titânio. 3. Deformação plástica. 4. Recristalização. 5. Microdureza. 6. Ti-35Nb-0,15Si. I. Batista, Wilton Walter, orient. II. Título
PRODUÇÃO, DEFORMAÇÃO A FRIO E RECRISTALIZAÇÃO DA
LIGA Ti-35Nb-0,15Si.
Helton José Rodrigues Cabral
DISSERTAÇÃO SUBMETIDA AO CORPO DOCENTE DO PROGRAMA DE PÓS-GRADUAÇÃO EM CIÊNCIA E ENGENHARIA DE MATERIAIS DA UNIVERSIDADE FEDERAL DE SERGIPE COMO PARTE DOS REQUISITOS NECESSÁRIOS PARA OBTENÇÃO DO GRAU DE MESTRE EM CIÊNCIA E ENGENHARIA DE MATERIAIS.
Aprovada por:
_______________________________________
Prof. Dr. Wilton Walter Batista
_______________________________________
Prof. Dr. Eduardo Kirinus Tentardini
_______________________________________
Prof. Dr. Walman Benício de Castro
SÃO CRISTÓVÃO - SE
2013
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DEDICATÓRIA
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AGRADECIMENTOS
Aos meus pais, Francisco de Souza Cabral e Maria das Graças Rodrigues Cabral, pelo dom da vida, pelo carinho, pela educação, pelos valores que me ensinaram e pelo apoio que sempre me deram;
À minha esposa, Ana Carolina de Souza Cavalcante Cabral, pelo amor, dedicação, paciência e compreensão em todos os momentos;
Aos meus irmãos, Helifranklin Rodrigues Cabral, Helen Kerla Rodrigues Cabral, Hérica do Socorro Rodrigues Cabral e Hewerton Henrique Rodrigues Cabral, pela amizade e o companheirismo durante toda a minha vida;
Aos meus sobrinhos, Guilherme Davi Alves Cabral, Maria Helena Cabral Coelho, João Gabriel Alves Cabral e Davi Gabriel Cabral Feitosa, pela alegria e paz que me transmitem;
Aos meus orientadores, Wilton Walter Batista e Sandra Andreia Stwart de Araújo Souza, pela orientação e ensinamentos que me passaram;
Aos professores Eduardo Kirinus Tentardini e Walman Benício de Castro; pelas sugestões de melhorias que deram para o trabalho;
A todos os professores do Programa de Pós-Graduação em Ciência e Engenharia de Materiais da UFS pelos conhecimentos que me foram passados;
Aos colegas de Pós-Graduação, Daniel Félix Dias dos Santos, Flavio Gustavo Ribeiro Freitas, Luiz Felipe Vieira de Carvalho, Ademir Araújo dos Santos Júnior, Carlos Eduardo Celestino de Andrade, Silvando Vieira dos Santos, Frankwaine Pereira de Melo, Dárcio Hersch Gomes de Souza, Andrea Macleybiane, Patrícia Gomes de Andrade Borges, Liliane Cardoso Arruda, Elísio Cristovão, José Carlos dos Santos e Ivory Marcos Gomes dos Santos, pela amizade e auxílio nas diversas etapas do mestrado;
Aos alunos de iniciação científica, Tiago Nunes e Wallyson Ramos pela grande ajuda dada na etapa de metalografia;
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Resumo da Dissertação apresentada ao P2CEM/UFS como parte dos requisitos necessários para a obtenção do título de Mestre em Ciência e Engenharia de Materiais (M. Sc.)
PRODUÇÃO, DEFORMAÇÃO A FRIO E RECRISTALIZAÇÃO DA
LIGA Ti-35Nb-0,15Si.
Helton José Rodrigues Cabral Agosto/2013
Orientador: Wilton Walter Batista
Co-orientadora: Sandra Andreia Stwart de Araujo Souza
Programa de Pós-Graduação em Ciência e Engenharia de Materiais
Este trabalho estudou a deformação e recristalização em ligas de Ti-Nb-Si. Foram produzidas ligas com quatro composições diferentes em forno de fusão a arco sob atmosfera controlada de argônio. A quantidade de Nb foi mantida constante em 35% em peso e a quantidade de Si variou entre 0,15 e 0,55% em peso. A quantidade de Ti variou de acordo com a quantidade de Si. As ligas produzidas foram homogeneizadas a 1000 °C por 8 horas e posteriormente deformadas a frio em uma matriz via compressão. As ligas deformadas foram recristalizadas nas temperaturas de 500, 600 e 700 °C por 1 hora no equipamento de análise térmica diferencial (DTA). Foram utilizadas as técnicas de microscopia óptica, difração de raios-X e microdureza Vickers para avaliar as mudanças ocasionadas pela deformação e pela recristalização. A liga com composição Ti-35Nb-0,15Si foi a que apresentou maior nível de deformação, gerando aumento na microdureza e formação da fase martensítica α”. As curvas de DTA forneceram informações a respeito das temperaturas β transus, recuperação e recristalização das ligas As recristalizações a 500, 600 e 700 oC propiciaram alívio das tensões, diminuição da quantidade de α” e redução da microdureza.
Palavras-Chave: Ligas de titânio, Ti-35Nb-0,15Si, deformação plástica, recristalização, microdureza.
iv
Abstract of dissertation presented to P2CEM/UFS as a partial fulfillment of the requirements for the degree of Master in Materials Science and Engineering (M.Sc.)
PRODUCTION, COLD DEFORMATION AND RECRYSTALLIZATION
OF THE Ti-35Nb-0,15Si ALLOY.
Helton José Rodrigues Cabral August/2013
Advisors: Wilton Walter Batista
Sandra Andreia Stwart de Araujo Souza Department: Materials Science and Engineering
This work studied the deformation and recrystallization in Ti-35Nb-0,15Si alloy. Were produced alloys with four different compositions in arc melting furnace under controlled argon atmosphere. The amount of Nb was kept constant at 35 wt% and the amount of Si ranging between 0.15 and 0.55% wt%. The amount of Ti ranging according amount of Si. The alloys were homogenized at 1000 ° C for 8 hours, and then cold-deformed by compression in a matrix. Deformed alloys were recrystallized at the temperatures of 500, 600 and 700 ° C for 1 hour in the differential thermal analysis equipment (DTA). Were used techniques of the optical microscopy, X-ray diffraction and microhardness to evaluate the changes caused by the deformation and the recrystallization. The alloy with the composition Ti-35Nb-0, 15Si showed the highest level of deformation, resulting in increased hardness and formation of α” martensitic phase. DTA curves provide information about the β transus temperature, recovery and recrystallization of the alloys. The recrystallization at 500, 600 and 700 ° C propitiated stress relief, decreasing in the amount of α" and hardness reduction.
Keywords: Titanium alloys, Ti-35Nb-0,15Si, plastic deformation, recrystallization, microhardness.
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LISTA DE FIGURAS
Figura 1. Diferentes diagramas de fases das ligas de Ti (MARTINS, 2007)...6 Figura 2. Prótese utilizada como substituição total da articulação do quadril (LIU et al., 2004)...9 Figura 3. Diagrama de fases do sistema Ti-Nb (SOUZA, 2007)...11 Figura 4. Modificação do módulo de elasticidade da liga Ti-26Nb com a adição de Si (KIM et al., 2006)...12 Figura 5. Diagrama de fases do sistema Ti-Si (GENG et al., 2009)...13 Figura 6. Diagrama de fases do sistema Nb-Si (LI et al., 2007)...13 Figura 7. Isoterma do sistema Ti-Nb-Si na temperatura de 1000 oC (XU et al., 2005)..14 Figura 8. Variações da resistência mecânica e da ductilidade com aumento da temperatura em um material deformado a frio (CALLISTER, 2008)...16 Figura 9. Liga Ti-35Nb-7Zr-5Ta laminada a quente: (a) redução de 20%, (b) redução de 50%, (c) redução 70% e (d) redução de 90% (SANDER e RAAB., 2008)...18 Figura 10. Curva DSC do Ti deformado por laminação a frio com redução de 90% (PRABHA et al., 2013)...19 Figura 11. Curva DSC da liga Ti-35Nb deformada por laminação a frio até 91% (LOPES, 2)...19 Figura 12. Curva DSC de quatro diferentes composições da liga Ti-Nb (MANTANI e TAJIMA (2006)...20 Figura 13. Fluxograma resumido dos procedimentos experimentais...22 Figura 14. Equipamento para obtenção das amostras: (a) forno a arco, (b) câmara de fusão com atmosfera controlada e (c) cadinho de cobre refrigerado com água...24 Figura 15. Barra de aço: (a) como recebida, (b) após recozimento e (c) após acabamento...25 Figura 16. Matriz de deformação: (a) partes separadas e (b) partes unidas...26 Figura 17. Nomenclatura e medidas das dimensões do corpo de prova...29 Figura 18. Corpo de prova: (a) antes da deformação e (b) após a deformação...30 Figura 19. Imagem obtida por eletrons retroespalhados da liga de Ti-35Nb-0,55Si...31
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Figura 20. Microscopia óptica da liga Ti-35Nb-0,15Si no estado bruto de fusão...34
Figura 21. Difração de raios-X da liga Ti-35Nb-0,15Si no estado bruto de fusão...34
Figura 22. Microscopia óptica da liga Ti-35Nb-0,15Si no estado bruto de fusão após a deformação...35
Figura 23. Difração de raios-X da liga no estado bruto deformada...36
Figura 24. Microscopia óptica da liga homogeneizada...37
Figura 25. Difração de raios-X da liga Ti-35Nb-0,15Si homogeneizada...37
Figura 26. Deformação do corpo de prova: redução da altura e aumento do comprimento...38
Figura 27. Figura 26. Diferença de deformação entre as regiões do corpo de prova: (a) região externa e (b) região interna...38
Figura 28. Regiões de análise microscópica da liga deformada a frio...39
Figura 29. Região externa. Microscopia óptica liga deformada a frio: topo...40
Figura 30. Região externa. Microscopia óptica liga deformada a frio: base...40
Figura 31. Região externa. Microscopia óptica liga deformada a frio: lateral...41
Figura 32. Região externa: difração de raios-X da parte superior da liga deformada a frio...42
Figura 33. Região interna. Microscopia óptica liga deformada a frio: (a) região 1, (b) região 2 e (c) região 3...43
Figura 34. Região interna: difração de raios-X da liga deformada a frio...43
Figura 35. Liga deformada a frio: curva DTA da liga aquecida até 1200 ºC...44
Figura 36. Isoterma a 500 ºC por 1 hora: (a) curva DTA e (b) microscopia óptica...46
Figura 37. Isoterma a 600 ºC por 1 hora: (a) curva DTA e (b) microscopia óptica...47
Figura 38. Isoterma a 700 ºC por 1 hora: (a) curva DTA e (b) microscopia óptica...48
Figura 39. Gráfico comparativo entre as temperaturas de isoterma e o tempo necessário para o início da recristalização...49
Figura 40. Difração de raios-X da liga recristalizada a 500ºC...50
Figura 41. Difração de raios-X da liga recristalizada a 600ºC...50
Figura 42. Difração de raios-X da liga recristalizada a 700ºC...51
Figura 43. Microdureza Vickers das amostras no estado bruto de fusão e homogeneizada...52
Figura 44. Microdureza Vickers da liga homogeneizada e em diferentes regiões do corpo de prova deformado...53
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Figura 45. Comparação da microdureza Vickers do interior das amostras deformadas e recristalizadas em diferentes temperaturas...54
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LISTA DE TABELAS
Tabela 1. Evolução da expectativa de vida no Brasil (IBGE, 2008)...1
Tabela 2. Módulo de elasticidade de algumas ligas de Ti (LIU et al., 2004)...7
Tabela 3. Pureza dos elementos e reagente utilizados na decapagem...21
Tabela 4. Composições nominais das ligas produzidas...23
Tabela 5. Medidas das amostras antes e após a deformação...30
Tabela 6. Composição obtida por EDS de diversos pontos da liga Ti-35Nb-0,55Si...32
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NOMENCLATURA Letras Gregas
α – fase com estrutura hexagonal
α’ – fase martensítica com estrutura hexagonal α” – fase martensítica com estrutura ortorrômbica β– fase com estrutura cúbica de corpo centrado ω– fase metaestável com estrutura hexagonal
Abreviações
CCC - estrutura cristalina cúbica de corpo centrado DRX – difração de raios X.
DTA - análise térmica diferencial (Differential Thermal Analyses)
HC – estrutura cristalina hexagonal compacta
HF – ácido fluorídrico
H2SO4– ácido sulfúrico
HV – dureza Vickers (Hardness Vickers)
MEV – microscopia eletrônica de varredura
MO – microscopia óptica
Titânio c.p. – titânio comercialmente puro.
TR– temperatura de recristalização.
Siglas
CBMM – Companhia Brasileira de Metalurgia e Mineração
JCPDS – Joint Committee on Powder Diffraction Standards
x SUMÁRIO 1. INTRODUÇÃO...,...1 2. OBJETIVOS ...5 2.1. Objetivo geral...5 2.2. Objetivos Específicos...5 3. REVISÃO DE LITERATURA...6
3.1.Titânio e Suas Ligas...6
3.2. Aplicações Biomédicas...9
3.3. Sistema Ti-Nb...10
3.4. Ligas de Ti-Nb-Si...11
3.5. Recristalização...14
3.6. Deformação e Recristalização em Ligas de Titânio...17
3.7.Análises Térmicas em Ligas de Titânio...18
4. MATERIAIS E MÉTODOS...21
4.1.Materiais...21
4.2.Metodologia...21
4.2.1. Produção das Ligas...22
4.2.2. Produção da Matriz de Deformação...24
4.2.3. Deformação a Frio das Ligas...26
4.2.4. Recristalização e Análise Térmica...27
4.2.5. Microscopias: Óptica e Eletrônica de varredura...27
4.2.6. Microdureza...28
4.2.7. Difração de Raios X...28
5. RESULTADOS E DISCUSSÃO...29
xi
5.2. Microestruturas e Difração da Raios X...33
5.2.1. Estado Bruto de Fusão...33
5.2.2. Liga Homogeneizada...36
5.2.3. Liga Homogeneizada e deformada a Frio...38
5.3. Análise Térmica...44
5.3.1. Aquecimento Contínuo...44
5.3.2. Isotermas...45
5.4. Microdureza...52
6. CONCLUSÕES...55
7. SUGESTÕES PARA TRABALHOS FUTUROS...56
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1. INTRODUÇÃO
Biomateriais são materiais naturais ou artificiais utilizados na fabricação de estruturas ou implantes para reparar a forma e a função de estruturas biológicas danificadas (GEETHA et. al., 2009). O campo de materiais para aplicações biomédicas vem recebendo uma grande atenção nos últimos anos, sendo alvo de diversos estudos devido à necessidade de substituir partes humanas danificadas por próteses artificiais (NINOMI, 2003).
De acordo com RACK e QAZI (2006), o número de substituições totais de quadril realizadas no ano 2000 foi aproximadamente 152.000, enquanto há uma projeção de que em 2030 esse número seja por volta de 272.000. Esse aumento da demanda por próteses se deve a alguns fatores como o envelhecimento, que causa um desgaste natural dos ossos, além do elevado número de acidentes. Cerca de 30% das pessoas que precisam de cirurgias de artroplastia tem idade inferior a 65 anos. Esse fato faz com que muitas delas necessitem de pelo menos uma cirurgia de revisão, já que a estimativa de durabilidade de uma prótese é de 12 a 15 anos (RACK e QAZI, 2006, TADDEI et. al., 2004). Enquanto a expectativa de vida em países como Japão, Islândia e Suíça em 2008 era superior a 80 anos, no Brasil essa expectativa em 2008 era por volta de 72 anos, no entanto esse número cresce a cada ano e há uma projeção de que alcance 81 anos em 2050 (IBGE, 2008). A tabela 1 mostra a evolução da expectativa de vida no Brasil desde 1980 até os dias atuais e uma estimativa até 2050 (IBGE, 2008). Tabela 1. Evolução da expectativa de vida no Brasil (IBGE, 2008).
ANO EXPECTATIVA DE VIDA
(anos) 1980 62,6 1990 66,57 2000 70,43 2010 73,4 2020 76,06 2030 78,23 2040 79,25 2050 81,29
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Atualmente, há uma busca intensa por materiais que possam ampliar a eficiência dos implantes, diminuindo a necessidade de cirurgias de correção. O titânio e suas ligas são materiais promissores para essa finalidade, já que possuem propriedades satisfatórias, como boa resistência mecânica, menor densidade em comparação com outros materiais, o que lhes confere uma excelente relação resistência/peso, elevada resistência à corrosão e boa conformabillidade (KIM et. al., 2007, QIAL e GUO, 2010). Além disso, o Ti é considerado um material biocompatível, ou seja, não causa efeitos nocivos ao corpo humano (EINSENBARTH, 2004). Por esses motivos, essas ligas tendem a substituir os implantes feitos com outros materiais, como os aços inoxidáveis (WANG, 1996).
Uma das ligas de titânio mais utilizadas na fabricação de implantes nas últimas décadas foi a Ti-6Al-4V, que promoveu aumento de resistência mecânica ao Ti puro. Essa liga, porém, apresenta aspectos negativos com relação a sua utilização em implantes ortopédicos. Os elementos Al e V não são biocompatíveis e podem causar efeitos nocivos ao corpo humano (LEE, 2002). Além disso, o valor do módulo de elasticidade da liga Ti-6Al-4V é em torno de 110 GPa que é muito distante do valor do módulo do osso que é em torno de 30 GPa (PETERS et al., 2003). A diferença entre os módulos do implante e do osso pode ocasionar a reabsorção óssea, e, conseqüentemente, a falha do implante. Por esses motivos, busca-se adicionar ao Ti elementos de liga que sejam biocompatíveis e que auxiliem na redução do módulo de elasticidade. Ligas de Ti contendo os elementos nióbio e silício são promissoras para aplicação em implantes ortopédicos, pois esses elementos são biocompatíveis e atuam reduzindo o módulo de elasticidade do Ti puro (KIM et al.,2006).
O Ti sofre uma transformação alotrópica ao atingir a temperatura de 882º C, passando da estrutura hexagonal compacta para a cúbica de corpo centrado. Essa transformação faz com que as ligas de Ti tenham propriedades distintas de acordo com a estrutura cristalina e sejam suscetíveis a tratamentos térmicos que possibilitam a alteração das suas propriedades através de rotas de aquecimento e resfriamento. As propriedades das ligas de Ti são altamente dependentes se sua composição, distribuição das fases e dos tratamentos termomecânicos empregados. Dessa forma, as análises de transformações de fases e da correlação microestrutura-propriedades são de fundamental importância nos estudos envolvendo ligas de Ti.
Diversos autores fizeram estudos relacionados com transformações de fases e tratamentos térmicos em ligas de Ti, como CHEN et. al. (2003), HEO et al. (2004),
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SANDER E RAAB (2008). No entanto, os trabalhos com tratamentos térmicos de um modo geral avaliam apenas o estado inicial e o estado final da transformação. As transformações de fases intermediárias que ocorrem entre os estados inicial e final podem ser monitoradas com o emprego de técnicas de análise térmica de DSC e DTA. Essas análises foram realizadas nos trabalhos de MANTANI e TAJIMA (2006), SOUZA (2010) e LOPES (2010) e PRABHA (2013). A análise dessas transformações intermediárias possibilita uma melhor compreensão do comportamento das propriedades das ligas e permite a determinação de rotas de tratamento térmicos e termomecânicos visando a obtenção de novas propriedades.
Um processo termomecânico muito empregado em ligas de Ti é a laminação a quente que consiste em deformar o material em temperaturas elevadas, possibilitando grandes reduções em sua espessura (ASKELAND, 2008). Entretanto, esse tipo de deformação pode promover a formação de camadas de óxidos em ligas de Ti pelo fato deste elemento ser muito reativo em altas temperaturas. Por essa razão, a deformação a frio pode ser uma alternativa viável para substituir o processo de deformação por laminação a quente convencionalmente empregado. Como a deformação a frio é realizada em baixas temperaturas não há formação da camada de óxido. As ligas deformadas a frio visam quebrar a microestrutura de solidificação homogeneizada, alterando as propriedades do material. A deformação a frio aumenta o número de defeitos presentes em um material e a energia interna armazenada. Como conseqüência, há aumento na resistência mecânica e diminuição da ductilidade. Como a capacidade de deformação é uma característica muito importante em materiais destinados a implantes ortopédicos, as ligas no estado deformado não são convenientes para essa aplicação, apesar de apresentarem maior resistência (PETERS et al., 2003).
Uma maneira interessante de aperfeiçoar as propriedades das ligas deformadas é aplicando o tratamento térmico de recristalização, que consiste em aquecer o material deformado a frio, utilizando a energia interna armazenada como força motriz para o surgimento de novos grãos isentos dos efeitos da deformação. Dessa forma, acontece a redução na resistência mecânica e aumento na ductilidade, resultando em uma combinação de propriedades mais favorável para a aplicação em implantes ortopédicos. (HUMPHREYS e HATHERLY, 2004; SANTOS, 2006).
Os processos de deformação a frio e recristalização são formas simples e eficientes de alterar as propriedades dos materiais, fazendo com que seja possível, com
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a combinação de diferentes níveis de deformação e rotas de recristalização, conseguir uma boa combinação de resistência mecânica e tenacidade.
Este trabalho apresenta um estudo relacionado aos processos de deformação a frio e recristalização em ligas de Ti-Nb-Si. Os elementos Nb e Si foram escolhidos pelo fato de serem estabilizadores da fase β do Ti, além de biocompatíveis. Alem disso, estudos realizados mostraram que esses elementos atuam reduzindo o módulo de elasticidade do Ti. O baixo módulo de elasticidade é de fundamental importância em materiais a serem usados como implantes ortopédicos. As ligas foram produzidas em forno a arco voltaico e em seguida foram homogeneizadas para eliminar as heterogeneidades oriundas do processo de solidificação. Foram produzidos quatro tipos diferentes de ligas: Ti-35Nb e Ti-35Nb-XSi (onde X=0,15, 0,35 e 0,55%)
Foram realizadas deformações a frio para quebrar a estrutura de solidificação da liga homogeneizada, visando a redução granulométrica. Foi utilizada uma matriz semiaberta na deformação com a finalidade de eliminar o espalhamento lateral característico da compressão e reduzir o gradiente de deformação. Posteriormente, foram obtidas curvas de Análise Térmica Diferencial DTA do aquecimento até 1200 ºC das ligas deformadas, com o intuito de monitorar as transformações de fases que aconteceriam nesse intervalo de temperatura. Com base nos resultados obtidos no aquecimento até 1200 ºC foram realizadas aquecimentos em outras amostras deformadas, nas temperaturas de 500, 600 e 700 °C pelo período de 1 hora para verificar o efeito do tempo no processo de recristalização. Para avaliar as mudanças ocorridas nas ligas devido à deformação e aos tratamentos térmicos empregados, foram utilizadas as técnicas de Microscopia Óptica, Difração de Raios-X e Microdureza Vickers nas ligas em cada condição.
Os resultados obtidos mostraram que a rota de tratamento empregada (fusão – homogeneização – deformação a frio – recristalização) gerou uma combinação satisfatória de propriedades requeridas em implantes ortopédicos: resistência mecânica e ductilidade.
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2. OBJETIVOS
2.1. Objetivo Geral
Avaliar o efeito da deformação a frio da liga Ti-35Nb-0,15Si e do seu processo de recristalização através de análise térmica diferencial (DTA).
2.2. Objetivos Específicos
Produzir ligas ternárias de Ti-35Nb-XSi onde (X = 0,15; 0,35 e 0,55%Si) em forno de fusão a arco;
Fabricar uma matriz de compressão para deformar as ligas; Deformar as ligas por compressão;
Avaliar o efeito da recristalização das ligas deformadas com a utilização da análise térmica diferencial (DTA).
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3. REVISÃO DE LITERATURA
3.1. Titânio e Suas Ligas
O titânio sofre uma transformação alotrópica ao atingir a temperatura de 882 °C e apresenta duas estruturas cristalinas básicas: a fase α, hexagonal compacta (HC) e estável até a temperatura de 882 oC; e a fase β, cúbica de corpo centrado (CCC) e estável até a temperatura de 1680 oC (DORAISWAMY e ANKEM, 2003). A temperatura em que ocorre a mudança de fases no Ti é conhecida por β-transus. A adição de outros elementos de liga ao titânio puro pode alterar a temperatura de transformação, aumentando-a ou reduzindo-a. Elementos α-estabilizadores aumentam a temperatura de transformação e ampliam o campo de estabilidade da fase α para temperaturas elevadas, figura 1. Dentre esses elementos destacam-se Al, C, O e N (PETERS et al, 2003). Os elementos β-estabilizadores diminuem a temperatura de transformação e ampliam o campo de estabilidade da fase β para temperaturas baixas, figura 1. Dessa forma, é possível a obtenção da fase β até mesmo à temperatura ambiente, (NIINOMI et al., 2002). Nessa classe de elementos enquadram-se Nb, Mo, V, Ta dentre outros. Em função dos elementos de liga adicionados, as ligas de titânio são classificadas em três grupos principais: ligas do tipo α, do tipo β e do tipo α + β, (SANDER e RAAB, 2008). A figura 1 mostra os diferentes diagramas de fases das ligas de Ti (LEYENS e PETERS, 2003).
Figura 1. Diferentes diagramas de fases das ligas de Ti (LEYENS e PETERS, 2003). A transformação alotrópica que ocorre no Ti faz com que os diferentes tipos de ligas possuam propriedades distintas de acordo com a estrutura cristalina, possibilitando a sua utilização em diversas aplicações. Ligas de Ti do tipo α têm excelente resistência
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mecânica e alto módulo de elasticidade, porém pouca conformabilidade. Isso se deve à estrutura cristalina HC que possui apenas três sistemas de escorregamento, o que dificulta o movimento das discordâncias (CALLISTER, 2008). As ligas do tipo α + β possuem boa resistência mecânica à temperatura ambiente, mas seu uso não é apropriado em temperaturas elevadas devido à presença da fase que diminui a resistência à fluência (TITANIUM, 1998). As ligas do tipo β têm como característica boa conformabilidade, ocasionada por sua estrutura CCC que tem um número maior de sistemas de escorregamento, facilitando o deslizamento das discordâncias e, consequentemente, a deformação plástica (ASKELAND e PHULÉ, 2008). Ligas desse tipo têm um módulo de elasticidade menor quando comparadas com ligas do tipo α. A tabela 2 apresenta o módulo de elasticidade de algumas ligas de Ti (LIU et al., 2004). Verifica-se que ligas do tipo α possuem valores de módulo de elasticidade superiores a 100 GPa, enquanto as do tipo β têm valores menores, chegando a 55 GPa.
As ligas do tipo possuem menor módulo de elasticidade justificando o emprego dessas ligas como materiais para produção de implantes ortopédicos onde a condição de baixo módulo de elasticidade é requerida. Os elementos estabilizadores produzem a expansão dos parâmetros de rede da célula unitária e diminuem as forças de ligação, o que resulta na redução do módulo de elasticidade. Além disso, o módulo de elasticidade também é influenciado pela presença de fases produzidas nos tratamentos térmicos de ligas de titânio que elevam o módulo e devem ser evitadas para não comprometer as aplicações dessas ligas. Portanto, a rota de tratamento térmico adotada deve ser bem fundamentada para que exista uma perfeita combinação entre o processamento e a propriedade final.
Tabela 2. Módulo de elasticidade de algumas ligas de Ti (LIU et al., 2004).
Liga Microestrutura Módulo de Elasticidade
(GPa) Ti α 105 Ti-6Al-4V α + β 110 Ti-6Al-7Nb α + β 105 Ti-12Mo-6Zr-2Fe β 74 Ti-35Nb-5Ta-7Zr β 55
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Para a obtenção de ligas com baixo módulo de elasticidade é necessário a estabilidade da fase β (MATSUMOTO et. al., 2005). Como a fase beta possui estabilidade em temperaturas elevadas, existem duas rotas para a manutenção do baixo módulo de elasticidade dessa fase na temperatura ambiente: através do resfriamento rápido do titânio (têmpera) e com o uso de elementos estabilizadores (LÜTJERING, 2003). A têmpera de ligas influencia suas propriedades. Em altas taxas de extração de calor a fase beta é mantida e pode ser submetida aos processos de envelhecimento com o objetivo de aumentar a resistência. Em baixas taxas de extração de calor, ocorre a difusão e são formadas diferentes fases (DONACHIE, 1989).
Nos tratamentos térmicos, além das fases α e β, podem ser formadas fases metaestáveis quando o equilíbrio termodinâmico não é alcançado, como as fases martensíticas α’ e α” e a fase ω (MANTANI e TAJIMA, 2006; QAZI et al., 2003). Na martensita, a estrutura cristalina dependerá do conteúdo de elementos β-estabilizadores. Pequenas quantidades desses elementos permitem a formação de uma estrutura hexagonal levemente distorcida denominada α’(LEE et al.,2002), enquanto teores mais elevados geram uma martensita com estrutura ortorrômbica, denominada α” (HO et al.,1999). As martensitas α’ e α” são formadas quando acontece um resfriamento rápido a partir de temperaturas superiores à β transus. A fase α” pode ser formada tanto pelo resfriamento rápido quanto pela deformação plástica, a chamada martensita induzida por deformação (NAG, 2008; WANG et al., 2008, MA et al., 2011). A fase ω pode ser classificada de duas maneiras: ω atérmica, formada sem difusão atômica quando ocorre resfriamento rápido a partir de temperaturas elevadas; e ω isotérmica, quando há difusão atômica produzida por resfriamento lento ou durante os tratamentos térmicos de envelhecimento.
A importância da fase é que esta possui menor módulo de elasticidade e pode ser obtida com a presença de elementos estabilizadores e através de tratamento térmico de têmpera. Entretanto, antes da têmpera é realizado o recozimento das ligas para homogeneizar a composição e a microestrutura, resultando em um material com granulometria grosseira. Esta liga homogeneizada deve ser submetida a processos de conformação mecânica com o objetivo de quebrar a estrutura de solidificação e promover redução de granulometria. Os processos de conformação podem ser de
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diversos tipos como laminação e forjamento. É possível estudar diversos processos de conformação e analisar os efeitos das modificações microestruturais com as rotas de tratamentos térmicos empregadas visando obter ligas com resistência mecânica e com baixo módulo (LÜTJERING, 2003).
3.2. Aplicações Biomédicas
Para que um material possa ser utilizado com eficiência em aplicações biomédicas é necessário que ele preencha alguns critérios, como resistência à corrosão, biocompatibilidade, bioadesão e propriedades mecânicas favoráveis. Uma propriedade muito importante para o uso em implantes ortopédicos é o módulo de elasticidade, que deve ter valores próximos ao do osso (30 GPa) (NIINOMI, 1998; PETERS et al., 2003). A grande diferença entre os módulos ocasiona o fenômeno da reabsorção óssea e a soltura do implante que são responsáveis por grande parte das cirurgias de correção (RACK e QAZI, 2006, GEETHA et. al., 2009). A figura 2 mostra um exemplo de implante ortopédico, uma prótese utilizada como substituição total da articulação do quadril (LIU et al., 2004).
Figura 2. Prótese utilizada como substituição total da articulação do quadril (LIU et al., 2004). Copo Metálico Copo Polimérico Cabeça Femoral Haste do Quadril Prótese Artificial Fêmur
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O titânio e suas ligas são excelentes opções para aplicações biomédicas devido à sua combinação favorável de propriedades (NIINOMI, 2008). Os implantes ortopédicos foram durante muito tempo produzidos de Ti puro ou da liga Ti-6Al-4V. Essa liga foi projetada inicialmente para uso militar e aeronáutico e começou a ser usada como material biomédico a partir da década de 1960 quando se tornou uma alternativa em relação ao titânio puro por promover aumento da resistência mecânica (EINSENBARTH et. al., 2004). No entanto, ressalvas devem ser feitas em relação ao uso de materiais como o vanádio e o alumínio como biomateriais. Estudos realizados sugerem que o vanádio pode reagir com tecidos do corpo humano e que o alumínio pode estar associado a desordens neurológicas e ao mal de Alzheimer (HON, et al., 2003; ZAFFE et al., 2004). Por essa razão, há a necessidade da utilização de ligas de Ti contendo elementos biocompatíveis e que tenham propriedades mecânicas adequadas às aplicações biomédicas.
3.3. Sistema Ti-Nb
O nióbio é um elemento estabilizador da fase β do titânio. A figura 3 mostra o diagrama de fases do sistema Ti-Nb, onde se verifica que quanto maior quantidade de Nb adicionado ao Ti, menor a temperatura de transformação alotrópica, aumentando o campo de estabilidade da fase β (SOUZA, 2007). Além disso, foram realizados estudos detalhados constatando a biocompatibilidade das ligas de Ti-Nb (EINSENBARTH et. al., 2004, MANTANI e TAJIMA, 2006).
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Figura 3. Diagrama de fases do sistema Ti-Nb (SOUZA, 2007).
Ligas do sistema Ti-Nb do tipo β são promissoras para o uso em implantes ósseos devido ao módulo de elasticidade inferior ao das ligas do tipo α, alta resistência à corrosão e mínima citotoxidade (HANADA et. al., 2005). No entanto, o módulo dessas ligas ainda é relativamente distante do módulo do osso. Esse fato faz com que se busque adicionar outros elementos às ligas Ti-Nb com o intuito de reduzir seu módulo de elasticidade e aumentar a durabilidade dos implantes.
3.4. Ligas de Ti-Nb-Si
O silício tem excelente biocompatibilidade e também atua como um β-estabilizador na forma eutetóide (KIM et al., 2006). Além disso, esse elemento pode atuar reduzindo o módulo de elasticidade da liga Ti-Nb. A figura 4 mostra os valores de módulo obtidos para a liga Ti-26Nb (% at.) com a variação da quantidade de Si (KIM et al., 2006). O módulo de elasticidade das ligas Ti-Nb contendo teores de 0,5; 0,75 e 1% de Si foram menores que o módulo da liga composta apenas por Ti-Nb. Os mecanismos relacionados à influência do Si no módulo de elasticidade da liga Ti-Nb não foram completamente explicados. Nesse mesmo trabalho o autor verificou que o Si atuou como supressor da fase ω que é extremamente dura e tende a aumentar o módulo do
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material. Por outro lado, a solubilidade do Si em ligas de Ti-Nb é muito limitada, como mostram as figuras 5 e 6, fazendo com que sejam formados compostos intermetálicos mesmo para pequenas concentrações de Si (XU et al., 2005; JING et al., 2007; GRYLLS et al., 2001, GENG et al., 2009). Esses compostos tendem a fragilizar a liga e o aumentar o módulo de elasticidade. A figura 7 mostra a isoterma a 1000ºC do sistema Ti-Nb-Si, onde se verifica que o campo de existência da fase β é bastante estreito com possibilidade do composto (Ti, Nb)3Si coexistir com a fase β em ligas Ti-35Nb em peso
(21,7% at. Nb) com concentrações de Si maiores que 0,6% em peso (1% at. Si). Outro aspecto importante referente à utilização de Si em ligas de Ti foi apontado por BERMINGHAM et al.(2008) que observaram que o Si atua como um refinador dos grãos de Ti, melhorando a sua resistência mecânica.
Figura 4. Modificação do módulo de elasticidade da liga Ti-26Nb com a adição de Si (KIM et al., 2006).
Quantidade de silício (at.%)
Módul o de Elasticida de ( GPa)
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Figura 5. Diagrama de fases do sistema Ti-Si (GENG et al., 2009).
Figura 6. Diagrama de fases do sistema Nb-Si (LI et al., 2007). Líquido
Fração molar de Si
T
emp
era
tu
ra °C
LíquidoQuantidade de Si (at.%)
T
emp
era
tu
ra °C
Líquido14
Figura 7. Isoterma do sistema Ti-Nb-Si na temperatura de 1000 oC, (XU et al., 2005).
3.5. Recristalização
A deformação plástica a frio de um metal produz um aumento na sua energia interna. A energia gasta para deformar plasticamente o material é armazenada na microestrutura através do aumento densidade de discordâncias e outros defeitos. Quando o material é aquecido a microestrutura apresenta modificações microestruturais: recuperação, recristalização e crescimento de grão (SMITH, 1996). A figura 8 mostra as variações da resistência mecânica e da ductilidade com aumento da temperatura em um processo de recristalização, onde são visualizadas três regiões diferentes que representam os três estágios do aquecimento de um material deformado a frio (CALLISTER, 2008).
A primeira etapa, a recuperação, ocorre em baixas temperaturas e propicia um alívio das tensões residuais sem alterar a densidade de discordâncias. As discordâncias se arrumam em uma configuração de menor energia, formando estruturas de sub-grãos.
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As propriedades mecânicas são parcialmente alteradas porque a quantidade de discordâncias permanece a mesma da deformação, porém algumas propriedades, como condutividade elétrica, são completamente restauradas (ASKELAND e PHULÉ, 2008; SMITH, 1996).
Recristalização é o processo de formação de novos grãos pelo aquecimento de um material previamente deformado a frio dando origem a uma nova microestrutura não deformada. A recristalização ocorre através de dois mecanismos: (a) o núcleo formado expande-se para o interior de um grão deformado e (b) o contorno de grão pode migrar para o interior de um grão com elevado nível de deformação (SMITH, 1996). Esse estágio ocorre em temperaturas mais elevadas, já que necessita de maior energia para a nucleação de novos grãos e recupera totalmente as propriedades anteriores à deformação (HUMPHREYS e HATHERLY, 2004). A recristalização é dependente do tempo e quanto maior o tempo de aquecimento, menor a temperatura necessária para que ela ocorra. A temperatura de recristalização (TR) é definida como a temperatura na
qual um material recristaliza completamente no intervalo de 1 hora.
Após a recristalização, a quantidade de contornos de grãos atua como potencial termodinâmico para o último estágio, o crescimento de grão, que também é termicamente ativado assim como na recristalização (PADILHA e SICILIANO, 1996). Neste estágio os grãos começam a crescer, com os grãos maiores consumindo os menores. O crescimento de grão é indesejável do ponto de vista de propriedades mecânicas, já que as reduz (SANTOS, 2006).
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Figura 8. Variações da resistência mecânica e da ductilidade com aumento da temperatura em um material deformado a frio (CALLISTER, 2008).
Os principais fatores que afetam a recristalização em metais são: nível de deformação, temperatura, tempo, tamanho de grão inicial e composição do metal ou liga. Quanto maior o nível de deformação aplicado, menor será a temperatura de recristalização e menor o tamanho de grão final. A temperatura de recristalização diminui com o aumento da pureza do metal. A adição de elementos de liga que formam soluções sólidas produz um aumento da temperatura de recristalização, (SMITH, 1996).
Durante a deformação plástica de um material policristalino ocorrem mudanças na forma e orientação dos grãos, fazendo com que eles adquiram orientação preferencial formando textura de deformação (GIUDICE, 2011). Uma parte da energia aplicada na deformação plástica é armazenada internamente como tensões residuais em forma de discordâncias e quanto maior o grau de deformação, maior o número de discordâncias, e ,conseqüentemente, maior a energia interna armazenada (ASKELAND e PHULÉ, 2008). Essa energia armazenada é a força motriz para o processo de recristalização (SANTOS, 2006). Em alguns materiais, além do grande aumento da densidade de defeitos cristalinos, ocorre durante a deformação plástica a formação de novas fases, geralmente denominadas martensitas induzidas por deformação. As mudanças estruturais ocasionadas pela recristalização acontecem para diminuir a energia
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armazenada durante a deformação, através da redução da densidade de discordâncias (PADILHA e SICILIANO, 1996).
3.6. Deformação e Recristalização em Ligas de Titânio
Em ligas de titânio do tipo , a deformação pode ocorrer por meio de escorregamento, maclação ou transformação martensítica induzida por deformação (SAKAGUCHI et al., 2004; ISHIYAMA et al., 1991).
Em trabalho realizado por NIINOMI et. al. (2002) foram analisadas ligas de Ti-29Nb-13Ta-4.6Zr com 20, 40, 60 e 80% de deformação a frio. Os autores verificaram que a tensão de escoamento e a resistência à tração aumentaram com o maior nível de deformação imposta ao material, porém o módulo de elasticidade permaneceu constante.
CHEN et. al. (2003) estudaram ligas de V-W-Ti com cerca de 50% de redução por deformação a frio e verificaram que a temperatura de recristalização foi em torno 900° C para todas as ligas estudadas. HEO et. al. (2004) analisaram ligas de V-Cr-Ti e recomendaram que a temperatura de recristalização para essas ligas não passasse de 1000 °C para manter boas propriedades mecânicas. IVASISHIN et. al. (2003), analisaram ligas de Ti do tipo β recristalizadas a 850, 900 e 1000 °C e concluíram que o nível de deformação teve uma grande influência na recristalização e no tamanho do grão recristalizado.
LOPES (2010) estudou os processos de deformação plástica e recristalização em ligas de Ti-Nb a 600, 700 e 800 °C por 1 hora e concluiu que o aquecimento a 600 ºC produziu poucos grãos recristalizados, enquanto os aquecimentos a 700 e 800 ºC recristalizaram completamente as ligas.
SANDER e RAAB (2008) estudaram a liga Ti-35Nb-7Zr-5Ta (% em peso) submetida à laminação para a redução de 20, 50, 70 e 90%. A figura 9 mostra a microestrutura da liga para cada condição de laminação. Verificou-se o aumento da textura conforme o nível da deformação se elevou. O tratamento de recristalização foi realizado a 900 °C por um período de 45 minutos e foi monitorada a evolução da textura após a recristalização. Nas reduções inferiores a 50%, os autores não visualizaram
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relevantes regiões recristalizas nas amostras, após o aquecimento. Na redução de 70% a textura não foi dominada apenas pelo efeito da laminação, houve também pequenas regiões afetadas pelo processo de recristalização. Com a redução de 90%, as micrografias mostraram uma grande quantidade de regiões recristalizadas e o material apresentou grande variação, tanto na textura cristalográfica quanto na morfologia dos grãos.
(a) (b)
(c) (d)
Figura 9. Liga Ti-35Nb-7Zr-5Ta laminada a quente: (a) redução de 20%, (b) redução de 50%, (c) redução 70% e (d) redução de 90% (SANDER e RAAB., 2008).
3.7. Análises Térmicas em Ligas de Titânio
PRABHA et al. (2013) fizeram análises de Calorimetria Diferencial de Varredura (Differential Scanning Calorimetry – DSC) até 1077 ºC no titânio laminado a
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frio com 90% de redução, figura 10, e encontraram picos referentes às etapas de recuperação e recristalização respectivamente em 536 ºC e 702 °C.
LOPES (2010) realizou análises de DSC a 800 ºC na liga Ti-35Nb deformada por laminação a frio até 91%, figura 11, e encontrou um pico em aproximadamente 750 ºC que considerou referente à recristalização.
Figura 10. Curva DSC do Ti deformado por laminação a frio com redução de 90% (PRABHA et al., 2013)
Figura 11. Curva DSC da liga Ti-35Nb deformada por laminação a frio até 91% (LOPES, 2010).
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MANTANI e TAJIMA (2006) fizeram análises de DSC em ligas de Ti-Nb, figura 12. Os autores verificaram que quanto maior a quantidade de Nb adicionado ao Ti, menor foi a temperatura do pico referente à transformação alotrópica, concluindo que o Nb atuou como estabilizador da fase β.
SOUZA (2008) realizou análises DSC de aquecimento e resfriamento em Ligas de Ti-Nb-Ta com diferentes composições e resfriadas em água e detectou as temperaturas em que ocorreram a decomposição de α”, a precipitação de α e a β-transus em cada composição. O aumento das quantidades de Nb e Ta reduziu a temperatura em que ocorreu a mudança da fase α para a fase β.
Figura 12. Curva DSC de quatro diferentes composições da liga Ti-Nb (MANTANI e TAJIMA (2006).
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4. MATERIAIS E MÉTODOS
4.1. Materiais
Neste trabalho foram utilizados os materiais Ti, Nb e Si. O Si foi utilizado na forma de pó, enquanto que o Ti e o Nb foram doados na forma de chapas. O Ti e o Nb foram cortados em pedaços e decapados quimicamente com o intuito de remover óxidos presentes na superfície. A procedência e os graus de pureza dos metais e os reagentes químicos utilizados são listados na tabela 3. Os ácidos foram misturados nas quantidades e na ordem indicada na tabela e em seguida os metais foram mergulhados na solução resultante e lavados em água corrente, com secagem a quente após uso de álcool etílico.
Tabela 3. Pureza dos elementos e reagente utilizados na decapagem.
Elemento Pureza (%)
Decapagem Química Procedência
Titânio 99,99 30ml de HF, 30ml de HNO3 30ml de H2O MDT Implantes
Ortopédicos
Nióbio 99,81 50 ml de H2SO4, 20 ml de HNO3, 20 ml
de HF, 10 ml de H2O
CBMM
Silício 99,9 - Alfa Aesar
4.2. Metodologia
Os procedimentos experimentais foram realizados de acordo com o fluxograma mostrado na figura 13.
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Figura 13. Fluxograma resumido dos procedimentos experimentais.
4.2.1. Produção das Ligas
Foram produzidas quatro ligas com composições diferentes. A quantidade de Nb foi mantida constante em 35% do peso enquanto o Ti e o Si foram adicionados em quantidades variadas. Os elementos foram pesados em uma balança analítica visando a obtenção de lingotes de 50 gramas. A tabela 4 mostra as composições das ligas produzidas.
Fusão dos
elementos Deformação no Estado Bruto
Homogeneização (1000 °C por 8 horas)
MO, DRX, Microdureza, MEV, EDS.
Forjamento MO, DRX, Microdureza, DTA.
Recristalização
(500, 600, 700 °C por 1 hora) MO, DRX, DTA, Microdureza. MO, DRX, Microdureza.
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Tabela 4. Composições nominais das ligas produzidas.
Ligas Composição (% em peso) 1 Ti-35Nb 2 Ti-35Nb-0,15Si 3 Ti-35Nb-0,35Si 4 Ti-35Nb-0,55Si
A produção das ligas foi realizada em forno de fusão a arco voltaico com eletrodo não consumível de tungstênio, sob atmosfera controlada de argônio e cadinho de cobre refrigerado a água. A figura 14(a) mostra o forno de fusão a arco. Os três elementos foram colocados no cadinho do forno, figura 14(c), nas quantidades exatas para cada composição. Como o Nb tem o maior ponto de fusão, este elemento foi colocado em cima dos outros para facilitar sua fusão. A campânula foi fechada, figura 14(b), e submetida a 30 minutos de vácuo, dividido em três etapas de 10 minutos. Em cada etapa foi injetado argônio na campânula para a retirada de impurezas. Concluído o período de vácuo, foi injetado novamente argônio para garantir uma atmosfera inerte e iniciada a fusão.
As amostras foram refundidas seis vezes para garantir a completa mistura dos elementos. Os lingotes fundidos foram submetidos ao tratamento térmico de homogeneização que consistiu em um aquecimento a 1000ºC durante 8 horas e resfriamento em forno, com o objetivo de eliminar as heterogeneidades composicionais originadas no processo de solidificação. Foi utilizado um forno tubular de quartzo com atmosfera controlada de argônio devido à alta reatividade do titânio.
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Figura 14. Equipamento para obtenção das amostras: (a) forno a arco, (b) câmara de fusão com atmosfera controlada e (c) cadinho de cobre refrigerado com água.
4.2.2. Produção da Matriz de Deformação
A matriz foi projetada a partir de uma barra cilíndrica de aço e para que fosse eficiente foi necessário garantir que sua dureza fosse maior que as das peças a serem deformadas. Por isso, foi retirada uma fatia dessa barra que foi submetida ao tratamento térmico de têmpera, no qual foi aquecida a uma temperatura de 900 °C em um forno Jung modelo 7013, mantida por 15 minutos e resfriada em água. Foi medida a dureza do aço temperado, encontrado o valor de 50 HRC e constatado que este seria apropriado para servir de matéria-prima para a matriz de compressão. A barra de aço foi submetida ao tratamento térmico de recozimento para facilitar o corte, partida ao meio com uma serra fita horizontal Ferrari modelo SFH 12. Em seguida, foi feito um acabamento com lixa para remover a camada de óxido proveniente do recozimento e então a peça foi usinada. A figura 15 mostra as diferentes etapas da preparação da barra de aço.
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(a) (b) (c)
Figura 15. Barra de aço: (a) como recebida, (b) após recozimento e corte (c) após acabamento.
A matriz foi fabricada com duas partes que se conectam. A parte superior ficou com 5,0 cm de diâmetro e 3,0 cm de altura, possui dois pinos guias laterais e o punção no centro que se encaixa na cavidade da parte inferior. A parte inferior ficou com 5,0 cm de diâmetro, 4,0 cm de altura e uma cavidade central com 5,0 mm de largura e 10 mm de profundidade. Concluída usinagem da matriz de deformação esta foi submetida a um tratamento térmico de tempera com resfriamento em água para recuperar a dureza perdida no recozimento. A figura 16 mostra as partes da matriz de compressão.
26 (b)
Figura 16. Matriz de deformação: (a) vista superior das partes separadas e (b) vista lateral das partes unidas.
4.2.3. Deformação a Frio das Ligas
As ligas homogeneizadas foram deformadas a frio na matriz semiaberta projetada para garantir maior uniformidade, já que esse tipo de procedimento é caracterizado por um considerável espalhamento nas direções laterais, gerando elevados gradientes de deformação (DIETER, 1986; HIBBELER, 2004).
Os corpos de prova foram recobertos com TEFLON e lubrificados com desengripante para diminuir o atrito com as paredes da matriz. Para a aplicação da carga foram utilizados dois equipamentos diferentes: uma prensa hidráulica MARCON modelo MPH-15 com capacidade de carga de 15 toneladas e uma máquina de ensaios INSTRON com capacidade de carga de aproximadamente 25 toneladas. Como foi utilizada uma matriz na deformação que possibilitou um controle da forma final do material deformado, esse procedimento foi considerado análogo a um forjamento.
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4.2.4. Recristalização e Análise Térmica
As ligas deformadas a frio foram aquecidas em um forno de TG/DTA NETZSCH STA 449F3, com cadinho de alumina e atmosfera de argônio. Antes do aquecimento das amostras, foram feitas curvas de correção para o argônio em cada temperatura para que pudessem ser obtidas as curvas reais de análise térmica diferencial (Differential Thermal Analyses-DTA) das ligas. Foram retirados pedaços do interior das ligas com dimensões compatíveis com a cavidade do cadinho, os quais tiveram acabamento superficial com lixa de grana 1200 e em seguida realizado um banho de ultrassom para garantir uma maior limpeza das amostras. Inicialmente, foi realizado um aquecimento até 1200 °C para verificar em quais temperaturas aconteceriam as transformações de fases. Posteriormente, foram utilizados corpos de prova diferentes para a realização das recristalizações nas temperaturas de 500, 600 e 700 °C por um período de 1 hora, com a finalidade de investigar a influência do tempo no processo de recristalização.
4.2.5. Microscopia Óptica e Eletrônica de Varredura.
As microestruturas das ligas no estado bruto de fusão, homogeneizadas, deformadas a frio e recristalizadas foram analisadas através de microscopia óptica (MO). Foi empregado um microscópio modelo Carl ZEISS Axio SCOPE A.1. Antes da análise por microscopia as amostras foram preparadas nas etapas: embutimento, lixamento e polimento. O embutimento empregou resina poliéster isoftálica. O lixamento foi realizado com lixas de carbeto de silício (SiC) na sequência: 80, 180, 220, 340, 400, 500, 600, 800, 1.200 e 1.500. Antes do polimento em cada pano, as amostras foram submetidas a banho de ultrassom em uma lavadora ultrassônica digital da Sanders Medical, modelo soniclean 2PS, para garantir uma maior limpeza. O polimento foi realizado em panos com abrasivo em suspensão de diamante de 6 e 3 e 1 m, sequencialmente, lubrificados com álcool etílico em uma politriz Arotec modelo Aropol-V2. Em seguida, as amostras foram atacadas quimicamente com solução de Kroll (65 ml de H2O, 5 ml de HF e 30ml de HNO3) para a revelação da microestrutura.
A liga com composição Ti-35Nb-0,55Si foi analisada por imagens de elétrons retroespalhados utilizando-se um microscópio eletrônico de varredura JEOL JCM-5700
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CARRY SCOPE. A composição de diferentes regiões da amostra foi determinada por espectroscopia por dispersão de energia, EDS
4.2.6. Microdureza
As ligas no estado bruto, homogeneizadas, deformadas a frio e recristalizadas foram submetidas a testes de microdureza. Foi utilizado um microdurômetro da Shimadzu, modelo HMV-2T, com carga de 200 gf e tempo de impressão de 15 segundos. Foram feitas dez impressões em cada amostra, a partir das quais foram calculados os valores médios de microdureza Vickers.
4.2.7. Difração de Raios-X
As ligas nas diferentes condições foram analisadas com a técnica de difração de raios-X. As amostras foram lixadas até a grana de 1500 e em seguida expostas à radiação Cu-Kα ( =1,54 Å) em um equipamento XRD-6000 da SHIMADZU, com tensão de 40 kV, corrente de 30 mA, taxa de varredura de 1°/minuto com variação de 2θ de 30 a 90° . Foram utilizadas as fichas de padrão do JCPDS (Joint Committee for Power Diffraction Standards) para identificação das fases.
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5. RESULTADOS E DISCUSSÃO
Os resultados serão apresentados na seguinte ordem: deformação, microestruturas e difração de raios-X, análise térmica e microdureza.
5.1. Determinação dos Parâmetros de Deformação a Frio
Foram realizados ensaios de compressão com os quatro tipos diferentes de ligas, com o intuito de avaliar quais composições sofreriam maiores deformações: Ti-35Nb e Ti-35Nb-XSi onde X = 0,15; 0,35 e 0,55%. O tamanho dos corpos de provas submetidos à deformação a frio foi definido em função da largura da cavidade da matriz de deformação e do tamanho dos lingotes obtidos no forno de fusão a arco. A nomenclatura adotada é observada na figura 17. As dimensões dos corpos de provas foram: 5,0 mm de largura; 9,0 mm de altura e 14,0 mm de comprimento. As primeiras deformações foram realizadas em uma prensa hidráulica manual com capacidade de 15 toneladas. Foram efetuadas as medidas das dimensões dos corpos de provas após a deformação com a utilização de um paquímetro.
Figura 17. Nomenclatura e medidas das dimensões do corpo de prova.
A figura 18 mostra os corpos de prova antes e após a deformação, onde é possível verificar que houve redução na altura e aumento no comprimento.
14 mm 9 ,0 m m 5,0 mm Comprimento Largura Altura
30
(a) (b)
Figura 18. Corpo de prova: (a) antes da deformação e (b) após a deformação.
Os resultados de deformação são apresentados nas tabela 6. Foi aplicada, inicialmente, a carga de 10 toneladas e como houve pouca deformação, decidiu-se usar a carga máxima da prensa, 15 toneladas. A liga Ti-35Nb-0,15Si apresentou um nível de deformação superior ao da liga Ti-35Nb. O silício é um elemento estabilizador da fase β, que é uma fase dúctil; e supressor da fase ω, que é uma fase extremamente dura (KIM et. al., 2006). Quando a quantidade de Si foi aumentada para 0,35% (liga Ti-35Nb-0,35Si) não foi alcançado o mesmo nível de deformação. A baixa solubilidade do Si no Ti e no Nb, pode formar compostos intermetálicos como Ti3Si mesmo em pequenas
concentrações de Si(XU et. al., 2005; JING, et. al., 2007; ZHAO et al., 2004). Esses compostos tendem a aumentar a dureza das ligas e diminuem a sua capacidade de deformação plástica. A liga Ti-35Nb-0,55Si fraturou quando submetida à deformação.
Tabela 5. Medidas das amostras antes e após a deformação.
Liga Carga (Toneladas) Medidas Iniciais (mm) Medidas Finais (mm) Ti-35Nb 15 5,0 x 9,0 x 14,0 5,0 x 8,0 x 16,0 Ti-35Nb-0,15Si 15 5,0 x 9,0 x 14,0 5,0 x 5,5 x 18,0 Ti-35Nb-0,35Si 15 5,0 x 9,0 x 14,0 5,0 x 8,0 x 16,0 Ti-35Nb-0,55Si 15 5,0 x 9,0 x 14,0 Fraturou
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A figura 19 mostra uma imagem por eletróns retroespelhados de uma região de contorno de grão da liga Ti-35Nb-0,55Si na condição homogeneizada. O contraste das imagens obtidas por elétrons retroespalhados está relacionado ao número atômico dos elementos presentes na composição da amostra análisada. Elementos com alto número atômico têm um maior coeficiente de emissão de elétrons, ocasionando um contraste da imagem mais claro. Elementos com menor número atômico possuem menor coeficiente de emissão de elétrons, resultendo em um contraste mais escuro. Considerando-se os elemetos utilizados neste trabalho, o silício tem número atômico 14 que é menor que os números atômicos de Ti e Nb, respectivamente 22 e 41. A figura 19 mostra uma região escura localizada no contorno de grão que sugere a presença de uma segunda fase rica em silício. Foram obtidas as composições químicas de quatro diferentes regiões pela técnica de espectroscopia por dispersão de energia, EDS, tabela 6. Os resultados indicam a formação de compostos intermetálicos (TI,Nb)3Si que surgem quando o
limite de solubilidade do Si é ultrapassado (XU et al., 2005). Esses compostos fragilizaram a liga e foram os responsáveis por sua fratura.
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Tabela 6. Composição obtida por EDS de diversos pontos da liga Ti-35Nb-0,55Si.
Ponto Si (% massa) Ti (% massa.) Nb (% massa)
1 9,76 58,89 31,35
2 12,52 58,04 29,44
3 0,31 61,50 38,19
4 0,31 61,67 38,01
Como a composição Ti-35Nb-0,15Si obteve os melhores níveis de deformação, decidiu-se concentrar os estudos apenas nesta liga. As deformações posteriores foram realizadas em uma máquina de ensaios INSTRON, já que neste equipamento foi possível definir a taxa de deformação das ligas, aumentando o controle do processo. As deformações foram realizadas com taxa de 1 mm/minuto, durante 6 minutos. As dimensões iniciais dos corpos de provas foram alteradas visando obter maiores deformações e ficaram com: 5 mm de largura; 8 mm de altura e 10 mm de comprimento. Foram realizados 8 forjamentos e as dimensões finais dos corpos de prova ficaram em média com 4 mm de altura e 19,5 mm de comprimento, gerando uma redução na altura de 50 % e um aumento no comprimento de 95%, conforme mostrado na tabela 7.
Tabela 7. Condição de deformação final na máquina de ensaios Instron.
Liga Medidas Dimensões
Iniciais (mm) Dimensões Finais (mm) Deformação (%) Ti-35Nb-0,15Si Largura 5 5 - Altura 8 4 50% Comprimento 10 19,5 95%
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5.2. Microestruturas e Difração de Raios-X
5.2.1. Estado Bruto de Fusão
As ligas foram submetidas ao tratamento térmico de homogeneização para corrigir os defeitos de solidificação das ligas no estado bruto. Antes da homogeneização foi realizado um estudo das ligas no estado bruto de fusão visando conhecer essa microestrutura. A figura 20(a) mostra a microestrutura da liga Ti-35Nb-0,15Si no estado bruto de fusão onde foi possível verificar regiões com morfologias diferentes, ocasionadas pela heterogeneidade composicional da liga neste estado. Na região mostrada na figura 20(b) são mostrados grãos de uma única fase, sem precipitados em seu interior. Na figura 20(c), também é possível a visualização de grãos, porém com uma grande quantidade de precipitados de outras fases em seu interior. No final processo de fusão, a solidificação da liga no estado líquido apresenta diferentes frentes de solidificação que produzem as heterogeneidades composicional e microestrutural.
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(b) (c)
Figura 20. Microscopia óptica da liga Ti-35Nb-0,15Si no estado bruto de fusão.
A difração de raios-X da liga no estado bruto de fusão, figura 21, apresentou picos das fases α”, β e ω, confirmando as diferentes microestruturas visualizadas na microscopia. 30 40 50 60 70 80 90 0 400 800 1200 1600 2000 § § 2 (graus) C o n ta g e m §
Figura 21. Difração de raios-X da liga Ti-35Nb-0,15Si no estado bruto de fusão.
A liga no estado bruto de fusão deformada a frio apresentou uma microestrutura com grande quantidade de linhas de deformação, figura 22. De acordo PADILHA e SICILIANO (1996), entre 2 e 10% da energia utilizada na deformação a frio é armazenada no material na forma de defeitos, gerando um acúmulo de tensões internas.
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Figura 22. Microscopia óptica da liga Ti-35Nb-0,15Si no estado bruto de fusão após a deformação.
A difração de raios-X, figura 23, da liga no estado bruto deformada a frio apresentou as mesmas fases da liga não deformada, entretanto, os picos das fases α” e ω foram marcantes em relação à fase β. A presença das fases α” e ω em maior quantidade associada com as de tensões residuais decorrentes da deformação são responsáveis pelo aumento de dureza dessa liga em relação à liga no estado bruto não deformada.
A utilização de ligas no estado bruto de fusão não é aconselhável, já que a variação microestrutural faz com que cada região tenha propriedades diferentes tornando muito difícil o seu controle.
36 30 35 40 45 50 55 60 65 70 75 80 85 90 0 200 400 600 § § C o n ta g e m 2 (graus) §
Figura 23. Difração de raios-X da liga no estado bruto deformada.
5.2.2. Liga Homogeneizada
As ligas Ti-Nb-Si foram submetidas ao tratamento térmico de recozimento para produzir a homogeneização da composição e liberação das tensões internas da microestrutura no estado bruto de fusão. A microestrutura foi analisada por microscopia óptica e foi constituída por grãos da fase beta em toda a superfície, figura 24. Os grãos após o tratamento tiveram um aumento de tamanho em relação à liga no estado bruto de fusão.
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Figura 24. Microscopia óptica da liga Ti-35Nb-0,15Si homogeneizada.
A difração de raios-X da liga homogeneizada apresentou predominância da fase β, figura 25. O Nb e o Si são elementos estabilizadores da fase β e o resfriamento lento no forno de tratamento térmico possibilitou a formação da microestrutura constituída por essa fase. Os picos referentes às fases ω e α” que haviam na liga no estado bruto não foram mais visualizados e a ausência dessas fases também contribui para a redução da microdureza, já que essas fases são mais duras que a fase β (MANTANI e TAJIMA, 2006; SOUZA, 2008). 30 40 50 60 70 80 90 0 200 400 600 800 1000 2 (graus) C o n ta g e m
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5.2.3. Liga Homogeneizada e Deformada a Frio
As ligas homogeneizadas foram submetidas ao processo de deformação a frio, onde os corpos de prova sofreram redução da altura e aumento do comprimento, figura 26. Esse processo pode ser considerado um forjamento em matriz aberta. Para conhecer os efeitos da deformação na microestrutura da liga Ti-35Nb-0,15Si foi necessário analisar o corpo de prova deformado em duas diferentes regiões: externa e interna.
Figura 26. Deformação do corpo de prova: redução da altura e aumento do comprimento.
As regiões externas representam os locais onde houve atrito entre o corpo de prova e a matriz durante a deformação: base e laterais de matriz e o punção de aplicação da carga, figura 27 (a). A região interna representa o local de deformação da microestrutura sem atrito, figura 27 (b).
(a) (b)
Figura 27. Diferença de deformação entre as regiões do corpo de prova: (a) região externa e (b) região interna.
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Na região externa do corpo de prova foram analisadas três superfícies: o topo, região onde a carga foi aplicada e as laterais e a base, regiões que ficaram em contato com a matriz de deformação, figura 28. Foi avaliado o efeito do atrito na microestrutura, ocasionado pelo punção de aplicação da carga e pelas paredes e base da matriz. O atrito foi superado quando ocorreu o escorregamento das superfícies externas do corpo de prova facilitado pela a ação dos desmoldantes (teflon e óleo).
Na região interna, isenta de atrito com a matriz, a deformação foi livre. Foram analisadas três superfícies internas determinas por cortes a partir do centro até a extremidade, como pode ser observado na figura 28: interior 1, 2 e 3.
Figura 28. Regiões de análise microscópica da liga deformada a frio.
As figuras 29 a 31, referentes à análise da região externa, mostram respectivamente as microestruturas do topo (parte superior), da base (parte inferior) e das laterais do corpo de prova deformado. Foram observados aspectos de deformação da microestrutura: linhas de deformação e formação de novas fases. Nas três regiões analisadas são observadas linhas de deformação no interior dos grãos. Na figura 29 são observadas fases no interior do grão, na figura 30 a presença de linhas escuras próximas aos contornos de grão, sugerindo acúmulo de discordâncias, enquanto na figura 31 são observados grãos alongados. São os diversos efeitos da deformação.
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Figura 29. Região externa. Microscopia óptica liga deformada a frio: topo.
