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Luís Mendes Gomes Caracterização química microestrutural e mecânica de ligações Ti6Al4V/Ti6Al4V processadas por brasagem Luís Mendes Gomes outubro de 2015 UMinho | 2015 Caracterização química microestrutural e mecânica de ligações Ti6Al4V/Ti6Al4V processadas por brasagem Universidade do Minho Escola de Engenharia

Caracterização química microestrutural e mecânica …repositorium.sdum.uminho.pt/bitstream/1822/39552/1...v RESUMO Este trabalho consistiu na caracterização química microestrutural

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Luís Mendes Gomes

Caracterização química microestruturale mecânica de ligações Ti6Al4V/Ti6Al4Vprocessadas por brasagem

Luís

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Universidade do MinhoEscola de Engenharia

outubro de 2015

Dissertação de MestradoCiclo de Estudos Integrados Conducentes aoGrau de Mestre em Engenharia de Materiais

Trabalho efectuado sob a orientação doProfessor Doutor Aníbal José Reis Guedes

Luís Mendes Gomes

Caracterização química microestruturale mecânica de ligações Ti6Al4V/Ti6Al4Vprocessadas por brasagem

Universidade do MinhoEscola de Engenharia

iii

AGRADECIMENTOS

Em primeiro lugar, agradeço profundamente ao Professor Doutor Aníbal José Reis Guedes,

pelo apoio, orientação e disponibilidade que demonstrou ao longo deste trabalho. Foi com grande

prazer, que participei numa investigação, que sempre considerei de elevado interesse para a área

científica em questão.

Um especial agradecimento ao Professor Doutor Carlos José Macedo Tavares do

Departamento de Física da Universidade do Minho, por ter prontamente disponibilizado um

sistema de deposição, assim como o tempo e suporte inerentes ao processo. Este recurso foi

crucial para que fossem atingidos os objetivos propostos neste trabalho.

Aos colegas e professores que, tal como eu, frequentaram o Laboratório de

Funcionalização de Superfícies neste ultimo ano, o meu obrigado. Essencialmente pelas

gargalhadas e histórias trocadas, mas também pela motivação e compreensão prestados nas fases

mais turbulentas deste trabalho.

Aos meus amigos, obrigado por compreenderem e valorizarem os motivos que levaram à

minha ausência nos últimos meses.

Por último, mas não menos importante, um enorme agradecimento aos meus pais. Pelo

apoio incondicional que prestaram ao longo do meu percurso académico, e acima de tudo, pela

confiança que sempre depositaram em mim, é justo dizer que foram a minha força motriz.

iv

v

RESUMO

Este trabalho consistiu na caracterização química microestrutural e mecânica de ligações

Ti6Al4V/Ti6Al4V processadas por brasagem, com o auxílio de 3 ligas de brasagem

comercialmente disponíveis (Cusil, Ticuni e Tini67) e a uma outra desenvolvida nesta investigação.

Nas ligações processadas com a liga Cusil (72Ag-28Cu, % ponderal), a 820 °C, a

temperatura de brasagem não alterou a microestrutura do material de base. Entre a liga Ti6Al4V

e a liga de brasagem formaram-se duas camadas de reação essencialmente compostas por

intermetálicos Ti-Cu; no centro da zona de ligação formou-se uma solução sólida de prata, que é

sabido limitar a temperatura máxima de serviço destas ligações a sensivelmente 300 °C. Do

processamento com as ligas Ticuni (Ti-15Cu-15Ni, % ponderal) e Tini67 (Ti-33Ni, % ponderal) a

1000 °C e 1080 °C, respetivamente, resultou a formação de interfaces com estrutura lamelar,

difíceis de distinguir do material de base. O processamento de ligações com estas duas ligas de

brasagem provocou alteração da microestrutura do material de base, de equiaxial para

Widmanstätten. Esta modificação é considerada nefasta, visto provocar uma perda geral do

excelente balanço de propriedades mecânicas, que a estrutura equiaxial confere à liga Ti6Al4V.

Destes resultados, concluiu-se que nenhuma das ligas de brasagem comerciais testadas é

inteiramente adequada, para a vasta gama de aplicações em que as ligações Ti6Al4V/Ti6Al4V

podem ser empregues.

Nesse sentido, desenvolveu-se uma nova liga de brasagem, com uma estrutura do tipo

multicamada, por deposição de filmes Ag/Cu numa folha de Ti. Numa primeira abordagem o

substrato foi revestido por eletrodeposição, processo que viria a ser considerado inviável, devido à

dificuldade em produzir filmes com espessuras adequadas e controladas. Em alternativa, recorreu-

se à técnica de pulverização catódica (PVD), através da qual foi produzida uma nova liga de

brasagem, designada 86Ag-14Cu/Ti/86Ag-14Cu.

O processamento com a liga 86Ag-14Cu/Ti/86Ag-14Cu a 900 e a 950 °C, não provocou

alterações significativas na microestrutura da liga Ti6Al4V. As interfaces resultantes encontravam-

se isentas de soluções sólidas baseadas em prata. Entre o material de base e o Ti da zona central

formaram-se 3 camadas de reação, compostas por intermetálicos Ti-Ag. A dureza da região que

engloba estas camadas, não exclui a possibilidade destas ligações poderem apresentar resistência

mecânica superior à das processadas com a liga Cusil.

vi

vii

ABSTRACT

This work mainly focused on the microstructural, chemical and mechanical

characterization of Ti6Al4V/Ti6Al4V brazed joints, processed using three commercially available

brazing fillers (Cusil, Ticuni and Tini67) and one other developed during this work.

Parent metal microstructure did not suffer significant changes when processing with Cusil

brazing alloy (72Ag-28Cu, weight %) at 820 °C. On the interface between Ti6Al4V and the molten

filler, two reaction layers developed, mainly composed of Ti-Cu intermetallics. At the joint centre an

Ag based solid solution remained, which is known to restrict the service temperature of these joints

to a maximum of 300 °C. When processing with Ticuni (Ti-15Cu-15Ni, weight %) and Tini67 (Ti-

33Ni, weight %) brazing fillers, at 1000 and 1080 °C, respectively, transition from equiaxied to

Widmanstätten microstructure was observed, on both the joint region and the parent metal. This

change is considered to be detrimental, as, in general terms, the lamellar morphology is known to

hold lower mechanical properties. From these results, it was concluded that none of the

commercial brazing fillers tested is entirely suitable, for the vast range of applications where

Ti6Al4V/Ti6Al4V joints can be applied.

Thereafter, a new multi-layered filler metal was developed, by deposition of Ag/Cu films on

a Ti substrate. On a first approach, the substrate was coated by electroplating, a process that would

later be dismissed, due to difficulties on producing layers with adequate and controlled thickness.

Alternatively, Ag/Cu layers were produced by magnetron sputtering (PVD), a technique through

which a new brazing filler was developed, named 86-Ag-14Cu/Ti/86Ag-14Cu.

When processing at 900 and 950 °C with the 86-Ag-14Cu/Ti/86Ag-14Cu filler, no

significant changes were observed on the parent metal microstructure. No Ag based solid solutions

were detected on the brazed joint. At the Ti/Ti6Al4V interface, 3 reaction layers were found, mainly

composed of Ti-Ag intermetallic compounds. The hardness of these regions doesn’t exclude the

possibility of these joints having better mechanical properties, than those processed with Cusil

brazing filler.

viii

ix

ÍNDICE DE FIGURAS

Figura 1 - Microestrutura da liga Ti6Al4V: a) equiaxial; b) Widmanstätten (ou lamelar) [23] .................. 4

Figura 2 - Pás de turbinas (Ti6Al4V) dum motor a jato, ligadas por brasagem à estrutura principal com

recurso à liga Ti-15Cu-15Ni [9] ........................................................................................................... 5

Figura 3 Representação esquemática das etapas que decorrem no processo de ligação por difusão no

estado sólido [11]. ............................................................................................................................16

Figura 4 - Representação esquemática das etapas inerentes ao processo de brasagem por difusão [11]

........................................................................................................................................................21

Figura 5 - Zona de ligação resultante do processo de soldagem. ........................................................24

Figura 6 - Representação esquemática do processo de eletrodeposição [41] ......................................29

Figura 7 - Representação esquemática do processo de sputtering por magnetrão (plano) [49] ...........30

Figura 8 - Fluxograma representativo do procedimento experimental adotado neste trabalho. .............32

Figura 9 - Imagem de MEV da microestrutura equiaxial da liga Ti6Al4V utilizada neste estudo. ...........33

Figura 10 - Microestrutura das ligas de brasagem comerciais utilizadas: a) Cusil; b) Ticuni; c) Tini67 [11]

........................................................................................................................................................33

Figura 11 - Secção isotérmica do diagrama ternário Ag-Cu-Ti a 900°C [50] . .....................................35

Figura 12 - Representação esquemática do sistema utilizado no processamento de ligações, ciclo térmico

típico, ligas de brasagem, espessura (E) e temperaturas de processamento (Tbrasagem) utilizadas. ...........39

Figura 13 - Imagens de MEV da microestrutura da interface resultante do processamento de ligações

recorrendo à liga Cusil a 820 °C (camadas de reação identificadas de A a D e constituintes individuais

identificados de 1 a 7): a) perspetiva global da interface; b) ampliação na zona central da interface (1500

x); c) ampliação junto ao material de base (5000 x); d) ampliação das camadas de reação (20000 x); e)

ampliação junto ao material de base (10000 x); f) ampliação da camada de difusão (20000 x)..........42

Figura 14 - Imagens de MEV no modo de eletrões retro difundidos, da distribuição elementar na interface

resultante do processamento com a liga Cusil a 820 °C: a) imagem composta da zona de ligação; b)

prata; c) alumínio; d) cobre; e) titânio; f) vanádio. ..............................................................................44

Figura 15 - Diagrama de equilíbrio Ag-Cu, onde está assinalada a zona 2, analisada por EDS [52]. ....45

Figura 16 - Secção isotérmica do diagrama de equilíbrio Al-Cu-Ti a 500 °C, em % atómica, onde estão

assinaladas as zonas 1 e 3, analisadas por EDS [50]. .......................................................................45

Figura 17 - Secção isotérmica do diagrama de equilíbrio Ag-Cu-Ti a 700 °C, em % atómica, onde está

assinalada a zona 4, analisada por EDS [50]. ....................................................................................46

Figura 18 - Diagrama de equilíbrio Ti-Al, onde está assinalada a zona 6, analisada por EDS. [53]. ......47

Figura 19 - Dureza das diversas regiões que compõe a interface resultante do processamento com a liga

Cusil, a 820 °C. ...............................................................................................................................49

Figura 20 - Imagens de MEV da microestrutura da interface resultante do processamento de ligações

recorrendo à liga Ticuni a 1000 °C (camada de reação identificada como A e constituintes individuais

x

identificados de 1 a 2): a) perspetiva global da interface; b) ampliação da camada de difusão (700 x); c)

ampliação da camada de difusão (2500 x); d) ampliação da camada de difusão (10000 x). ...............51

Figura 21 - Secção isotérmica do diagrama de equilíbrio Al-Cu-Ti a 500 °C, em % atómica, onde estão

assinaladas as zonas 1 e 2, analisadas por EDS [50]. .......................................................................53

Figura 22 - Secção isotérmica do diagrama de equilíbrio Al-Ni-Ti a 750 °C, em % atómica, onde estão

assinaladas as zonas 1 e 2, analisadas por EDS [55]. .......................................................................53

Figura 23 - Dureza exibida pelas diversas regiões que compõe a zona de ligação, resultante do

processamento com a liga Ticuni a 1000 °C. ....................................................................................54

Figura 24 - Imagens de MEV da microestrutura da interface resultante do processamento de ligações

recorrendo à liga Tini67 a 1000 °C (camada de reação identificada como A e constituintes individuais

identificados de 1 a 2): a) perspetiva global da interface; b) ampliação da camada de difusão (250 x); c)

ampliação da camada de difusão (1000 x); d) ampliação da camada de difusão na zona central (2000 x);

e) ampliação da camada de difusão na zona central (5000 x). ...........................................................57

Figura 25 - Microestrutura da liga Ti6Al4V após estágio a 1080 °C, por 30 minutos ..........................58

Figura 26 - Secção isotérmica do diagrama de equilíbrio Al-Ni-Ti a 750°C em % atómica, onde estão

assinaladas as zonas analisadas por EDS, 1 e 2 [50]. .......................................................................58

Figura 27 - Dureza exibida pelas diversas regiões que compõe a zona de ligação, resultante do

processamento com a liga Tini67. .....................................................................................................59

Figura 28 - Folha de Ti após revestimentos com Ag e Cu, para tempos de deposição distintos: a) 38

segundos Ag, 90 segundos cobre; b) 34 segundos Ag, 150 segundos cobre. .....................................63

Figura 29 - Imagem de MEV da liga de brasagem obtida por PVD, 86Ag-14Cu/Ti/86Ag-14Cu: a)

perspetiva global; b) camadas Ag/Cu e respetiva espessura. .............................................................63

Figura 30 - Imagens de MEV da microestrutura da interface resultante do processamento de ligações

recorrendo à liga 86Ag-14Cu/Ti/86Ag-14Cu a 900°C (camadas de reação identificadas de A a E;

constituintes individuais identificados de 1 a 7): a) perspetiva global da interface; b) ampliação junto ao

material de base (1000 x); c) ampliação junto ao material de base (2000 x); d) ampliação das camadas

de difusão 4000 x); e) ampliação das camadas de reação (10000 x) .................................................66

Figura 31 - Perfil de composição quimica da interface, obtido duma análise efetuada ao longo duma

linha composta por 200 pontos, com 250 µm de comprimento, num tempo de aquisição de 8 minutos.

........................................................................................................................................................67

Figura 32 - Secção isotérmica do diagrama de equilíbrio Ag-Al-Ti a 800°C, em % atómica, onde estão

assinaladas as zonas 1 e 6, analisadas por EDS [50]. .......................................................................68

Figura 33 - Secção isotérmica do diagrama de equilíbrio Ag-Cu-Ti a 700°C, em % atómica, onde estão

assinaladas as zonas 2 e 7, analisadas por EDS [50]. .......................................................................68

Figura 34 - Diagrama de equilíbrio Ti-Ag, onde estão assinaladas as zonas 3, 4 e 5, analisadas por EDS

[52]. .................................................................................................................................................70

Figura 35 - Imagens de MEV da microestrutura da interface resultante do processamento de ligações

recorrendo à liga 86Ag-14Cu/Ti/86Ag-14Cu a 950°C (camadas de reação identificadas de A a E;

constituintes individuais identificados de 1 a 9): a) perspetiva global da interface; b) ampliação junto ao

material de base (1000 x); c) ampliação junto ao material de base (2000 x); d) ampliação das camadas

de difusão (4000 x); e) ampliação das camadas de reação (10000 x) ................................................71

xi

Figura 36 - Secção isotérmica do diagrama de equilíbrio Ag-Cu-Ti a 700°C, em % atómica, onde estão

assinaladas as zonas 1, 2 e 8, analisadas por EDS [50]. ...................................................................73

Figura 37 - Secção isotérmica do diagrama de equilíbrio Ag-Al-Ti a 800°C, em % atómica, onde está

assinalada as zonas 6 e 9, analisadas por EDS [50]. .........................................................................74

Figura 38 - Diagrama de equilíbrio Ti-Ag, onde estão assinaladas as zonas 3, 4 e 5, analisadas por EDS

[52]. .................................................................................................................................................74

Figura 39 - Dureza das diversas regiões que compõe a zona de ligação, resultante do processamento

com a liga 86Ag-14Cu/Ti/86Ag-14Cu: a) 900 °C e b) 950 °C ..........................................................76

xii

xiii

ÍNDICE DE TABELAS

Tabela 1 - Algumas propriedades da liga Ti6Al4V [8] ........................................................................... 3

Tabela 2 - Sistemas de materiais utilizados no processamento de ligações por brasagem envolvendo a

liga Ti6Al4V, recorrendo a ligas baseadas em Ti. ................................................................................. 8

Tabela 3 - Espessura da liga de brasagem (E), variáveis de processamento (temperatura (T), tempo de

estágio (t)) e resistência ao corte (R) das ligações processadas por brasagem, utilizando ligas baseadas

em Ti. ................................................................................................................................................. 9

Tabela 4 - Sistemas de materiais utilizados no processamento de ligações por brasagem, envolvendo a

liga Ti6Al4V, recorrendo a ligas baseadas em Ag. ..............................................................................11

Tabela 5 - Espessura da liga de brasagem (E), variáveis de processamento (temperatura (T), tempo de

estágio (t)) e resistência ao corte (R) das ligações processadas por brasagem utilizando ligas baseadas

em Ag. .............................................................................................................................................12

Tabela 6 - Sistemas de materiais utilizados no processamento de ligações por ligação por difusão no

estado sólido, envolvendo a liga Ti6Al4V. ...........................................................................................16

Tabela 7 Variáveis do processamento (material de adição, pressão (P) temperatura (T), tempo de estágio

(t)) e resistência ao corte (R) das ligações processadas por ligação por difusão no estado sólido. .......17

Tabela 8 - Sistemas de materiais utilizados no processamento de ligações por brasagem por difusão,

envolvendo a liga Ti6Al4V. ................................................................................................................21

Tabela 9 - Variáveis de processamento (temperatura (T), pressão (p), tempo de estágio (t)) e resistência

ao corte (R) das ligações processadas por brasagem por difusão. ......................................................22

Tabela 10 - Processo, material de adição (M) e variáveis de processamento (voltagem (U), corrente (I),

potência (P), velocidade (V)) e resistência à tração (R) das ligações processadas por soldadura

envolvendo a liga Ti6Al4V. ................................................................................................................25

Tabela 11 - Composição química, temperaturas de solidus e de liquidus das ligas de brasagem

comerciais utilizadas neste estudo. ...................................................................................................34

Tabela 12 - Espessura individual e global das diferentes camadas que deverão compor a liga de

brasagem. ........................................................................................................................................35

Tabela 13 - Parâmetros utilizados no revestimento da folha de Ti com filmes Ag/Cu por eletrodeposição.

........................................................................................................................................................37

Tabela 14 - Parâmetros utilizados deposição de filmes por pulverização catódica (pressão (P), corrente

(I), tensão no alvo (TA), tensão no substrato (TS) e tempo (t)). .............................................................38

Tabela 15 - Etapas de preparação das superfícies para análise química e microestrutural. .................39

Tabela 16 - Composição química (% atómica) e possível constituição das zonas analisadas (indicadas na

figura 13), na interface resultante do processamento de ligações com a liga Cusil a 820 °C. .............43

Tabela 17 - Composição química (em % atómica) e possível constituição das zonas analisadas (indicadas

na figura 20), na interface resultante do processamento de ligações com a liga Ticuni, a 1000 °C ....51

xiv

Tabela 18 - Composição química e possível constituição das zonas analisadas (indicadas na figura 24),

na interface resultante do processamento de ligações com a liga Tini67 a 1080 °C ..........................58

Tabela 19 - Composição química global das camadas Ag/Cu depositadas, e da liga 86Ag-14Cu/Ti/86Ag-

14Cu, em % atómica e em % ponderal. .............................................................................................64

Tabela 20 - Composição química (em % atómica) e possível constituição das zonas analisadas (indicadas

na figura 30), na interface resultante do processamento de ligações com a liga 86Ag-14Cu/Ti/86Ag-

14Cu, a 900 °C. ..............................................................................................................................67

Tabela 21 - Composição química (em % atómica) e possível constituição das zonas analisadas (indicadas

na figura 35), na interface resultante do processamento de ligações com a liga 86Ag-14Cu/Ti/86Ag-

14Cu a 950°C. ................................................................................................................................72

xv

ÍNDICE

AGRADECIMENTOS ................................................................................................................................ iii

RESUMO ................................................................................................................................................ v

ABSTRACT ............................................................................................................................................ vii

ÍNDICE DE FIGURAS .............................................................................................................................. ix

ÍNDICE DE TABELAS ............................................................................................................................. xiii

ÍNDICE .................................................................................................................................................. xv

INTRODUÇÃO ......................................................................................................................................... 1

1 ESTADO DE ARTE ........................................................................................................................... 3

2.1 Liga Ti6Al4V ................................................................................................................................. 3

2.2 Técnicas de ligação ...................................................................................................................... 7

2.2.1 Brasagem, brasagem ativa e soldagem .................................................................................. 7

2.2.2 Ligação por difusão no estado sólido ...................................................................................15

2.2.3 Brasagem por difusão .........................................................................................................20

2.2.4 Soldadura ...........................................................................................................................23

2.3 Desenvolvimento de novas ligas de brasagem .............................................................................28

2.3.1 Eletrodeposição ...................................................................................................................28

2.3.2 PVD ....................................................................................................................................29

3 PROCEDIMENTO EXPERIMENTAL .................................................................................................31

3.1 Materiais ....................................................................................................................................32

3.2 Técnicas experimentais ...............................................................................................................34

3.2.1 Preparação da liga Ti6Al4V e das ligas Cusil, Ticuni, Tini67 ..................................................34

3.2.2 Liga de brasagem Ag-Cu/Ti/Ag-Cu .......................................................................................34

3.2.3 Processamento das ligações ................................................................................................38

3.2.2 Caracterização química e microestrutural ............................................................................39

3.2.2 Caracterização mecânica .....................................................................................................40

4 RESULTADOS E DISCUSSÃO ........................................................................................................41

4.1 Ligações processadas com ligas de brasagem comerciais ...........................................................41

4.1.1 Sistema Ti6Al4V/Cusil/Ti6Al4V ...........................................................................................41

4.1.2 Sistema Ti6Al4V/Ticuni/Ti6Al4V ..........................................................................................51

xvi

4.1.3 Sistema Ti6Al4V/Tini67/Ti6Al4V .........................................................................................56

4.1.4 Síntese dos resultados obtidos com ligas de brasagem comerciais .......................................61

4.2 Ligações processadas com ligas Ag-Cu / Ti / Ag-Cu ....................................................................62

4.2.1 Liga de brasagem Ag-Cu/Ti/Ag-Cu .......................................................................................62

4.2.2 Sistema Ti6Al4V/86Ag-14Cu/Ti/86Ag-14Cu /Ti6Al4V .........................................................65

5 CONCLUSÕES ..............................................................................................................................79

6 SUGESTÕES PARA TRABALHOS FUTUROS ...................................................................................81

7 BIBLIOGRAFIA ..............................................................................................................................83

1

INTRODUÇÃO

A ligação de diferentes materiais é uma necessidade que provém do início da civilização,

sendo que a evolução das técnicas de ligação continua a contribuir de forma significativa para

o avanço da tecnologia em geral.

A liga Ti6Al4V, material de base utilizado neste estudo, é a liga de titânio mais utilizada

mundialmente [1]. Por apresentar uma excelente combinação de propriedades mecânicas,

químicas e biológicas, é aplicável em diversos sectores industriais de elevada exigência e em

produtos associados à engenharia biomédica [1]. A grande parte de Ti6Al4V produzida

anualmente destina-se às indústrias aeronáutica e aeroespacial, onde esta liga é

particularmente atrativa por apresentar elevada resistência mecânica específica, e estabilidade

a temperaturas relativamente elevadas [1,2]. Sistemas de fuselagem, motores de turbinas, e

outras estruturas utilizadas na construção de aeronaves, são alguns exemplos de estruturas

onde é recorrente a necessidade de ligar Ti6Al4V a diferentes materiais (a ligas Ti-Al, a ligas

de alumínio, a aços de elevada resistência, a ligas de nióbio, e até a ligas de níquel) [3–7].

Neste campo, a liga Ti6Al4V tem desempenhado, ao longo dos anos, um papel fulcral na

redução gradual do peso de veículos aéreos [1,8]. As técnicas de ligação de índole química

introduzem-se assim como processos altamente eficientes, quando há necessidade ligar

materiais semelhantes ou dissimilares.

Comparativamente a outros processos de união, na brasagem facilmente se obtêm

ligações de elevada sanidade, a temperatura e pressão relativamente baixas [9–11]. Estas

podem apresentar propriedades mecânicas muito próximas ou até semelhantes às dos

materiais de base, dependendo da natureza, morfologia e distribuição dos compostos

formados na zona de ligação [11]. Atualmente, a brasagem é um processo facilmente

automatizável, adaptável a pequenas ou grandes séries, que pode ser incluído nas etapas de

processamento dos componentes, o que é, economicamente bastante interessante [9].

Idealmente, uma escolha adequada da liga de brasagem deve possibilitar que o

processamento seja efetuado a uma temperatura que preserve as características dos materiais

de base, e que simultaneamente, as ligações resultantes apresentem resistência mecânica

adequada às solicitações que podem ser impostas.

2

As ligas mais utilizadas no processamento de ligações por brasagem envolvendo ligas de

titânio, são habitualmente baseadas em Ag, Al e Ti; a sua adequabilidade depende

essencialmente do tipo de aplicação em que o componente é empregue [12]. Na literatura

surgiram diversos casos onde foram processadas ligações por brasagem envolvendo a liga

Ti6Al4V, recorrendo a ligas baseadas em Ti e Ag [3–6,13–17]. Os materiais de adição

baseados em prata possibilitam normalmente que a união seja efetuada a temperatura

relativamente baixa, originando ligações de resistência mecânica moderada. Quando se

utilizam ligas de brasagem baseadas em Ti, as ligações apresentam normalmente

microestrutura e resistência mecânica muito semelhante à da liga Ti6Al4V. No entanto, a

temperatura elevada a que devem ser processadas, induz alterações nefastas na

microestrutura e propriedades do material de base.

Nesta investigação, foram processadas ligações Ti6Al4V/Ti6Al4V por brasagem,

recorrendo a várias ligas de brasagem comerciais, com o objetivo de avaliar a sua influência

na sanidade, microestrutura e resistência mecânica das ligações resultantes. Com base nos

resultados obtidos, foi desenvolvido um novo material de adição com estrutura do tipo

multicamada, cuja adequabilidade para o processamento de ligações Ti6Al4V/Ti6Al4V,

também foi avaliada.

3

1 ESTADO DE ARTE

2.1 Liga Ti6Al4V

A liga Ti6Al4V também designada por Ti-64 ou TC4, foi introduzido no mercado em 1954,

tendo sido a liga de titânio mais extensivamente utilizada e estudada nas últimas décadas [1,8].

Esta é uma liga bifásica (α+β) que é dotada de excelentes propriedades, o que a torna aplicável

em vários setores industriais.

Por apresentar elevada resistência mecânica e baixa densidade, esta liga é intensivamente

utilizada na indústria aeroespacial e aeronáutica, particularmente, em sistemas de fuselagem e

componentes estruturais de motores de turbinas. Neste campo, a liga Ti6Al4V tem vindo a

desempenhar um papel fulcral na redução gradual de peso, o que contribui para uma diminuição

gradual dos consumos de combustível [1,8,18,19]. Até cerca de 315 °C, mantém elevada

resistência mecânica específica, podendo operar até temperaturas próximas de 400 °C [2,8,20].

Esta liga é também utilizada em sistemas de tubagem e outros componentes relacionados com a

indústria química e de prospeção de recursos naturais (estações petrolíferas e geotérmicas,

pipelines), onde o Ti-64 é procurado essencialmente pela resistência à corrosão [2,8]. Pela elevada

biocompatibilidade, é um dos materiais mais utilizados na engenharia biomédica,

designadamente, em implantes dentários, e próteses de joelhos ou da anca [2]. Nos últimos anos

começou também a ser empregue em componentes automóveis, em tacos de golfe, em quadros

para bicicletas, entre outros [8].

Tabela 1 - Algumas propriedades da liga Ti6Al4V [8]

Massa volúmica 4,4 g.cm-3

β transus ≈995 °C

Temperatura de fusão ≈1650 °C

Dureza 300-400 HV

Módulo de elasticidade 110-140 GPa

Tensão de cedência 800-1100 MPa

Tensão de rutura 900-1200 MPa

4

O Ti sofre uma transformação alotrópica (α→β) que ocorre a 882±2 °C, denominada por

β transus [8]. Abaixo desta temperatura o titânio apresenta uma estrutura hexagonal compacta

(αTi); acima dos 882±2 °C, a estrutura é cúbica de corpo centrado (βTi) [1,8,21].

A liga Ti6Al4V é composto por 6% alumínio e 4% vanádio (em % ponderal), elementos

estabilizadores da fase α e β respetivamente [2]. A incorporação destes elementos no Ti, desloca

β transus para ≈985 °C [1,2,8]. Esta transformação alotrópica, associada ao controlo das frações

volúmicas das fases α e β presentes à temperatura ambiente, constitui o mecanismo fundamental

através do qual é possível alterar, dentro de uma vasta gama de valores, as propriedades da liga

Ti6Al4V [1]. Mediante tratamento térmico e/ou termomecânico, é possível induzir modificações

significativas na microestrutura e consequentemente, nas propriedades mecânicas desta liga de

titânio [8,22].

Habitualmente esta liga apresenta uma estrutura equiaxial (figura 1 a)), onde o βTi, está

localizado nas fronteiras de grão duma matriz αTi. Esta microestrutura é obtida através dum

processo de recristalização, que passa pela deformação do material a quente, e posteriores

tratamentos de recozimento a temperaturas dentro do domínio α+β [1,8]. Esta morfologia confere

à liga a máxima ductilidade, podendo ser otimizada adequadamente para a temperatura de serviço

pretendida [9,13]. A liga Ti6Al4V pode apresentar também uma estrutura lamelar (figura 1 b)).

Esta desenvolve-se mediante a imposição de ciclos térmicos com estágios a temperaturas muito

próximas ou superiores a β transus, com subsequente arrefecimento lento, o que origina uma

estrutura do tipo Widmanstätten [1,2,8].

Figura 1 - Microestrutura da liga Ti6Al4V: a) equiaxial; b) Widmanstätten (ou lamelar) [23]

A estrutura lamelar confere, dum ponto de vista global, propriedades mecânicas inferiores

à estrutura equiaxial, que apresenta o melhor balanço entre ductilidade e dureza [1,2]. A estrutura

5

Widmanstätten só é vantajosa quando os componentes elaborados em Ti6Al4V são sujeitos a

esforços de fadiga de baixo ciclo [2]. Neste tipo de fadiga, é importante que o material suporte

deformação no regime plástico e que apresente resistência à propagação de fissuras [2,8]. A

elevada densidade de fronteiras de grão presente na estrutura lamelar, confere maior resistência

a este tipo de esforço [1,2,8].

Brasagem, ligação por difusão no estado sólido, brasagem por difusão e soldadura são os

processos de união mais utilizados no processamento de ligações que envolvam a liga Ti6Al4V,

possibilitando a ligação entre diferentes materiais [1]. Estes processos são de elevado interesse

na reparação de componentes, na elaboração de estruturas de geometria complexa, ou em

diversos casos onde é vantajoso/necessário ligar Ti6Al4V a materiais semelhantes ou dissimilares

[3,24]. Na indústria aeronáutica, por exemplo, onde esta liga é maioritariamente empregue, é

recorrente processar ligações entre a liga Ti6Al4V e outros materiais, no fabrico e reparação de

diversos componentes: sistemas de tubagem hidráulica e fittings, diversos integrantes de motores

a jato (figura 2), estruturas tipo colmeia, permutadores de calor, entre outros [9]. A aplicabilidade

de cada técnica está dependente de vários fatores: resistência mecânica pretendida, resistência à

corrosão, temperatura máxima de serviço, custos de produção, sistema de materiais a ligar,

geometria, entre outros [10].

Figura 2 - Pás de turbinas (Ti6Al4V) dum motor a jato, ligadas por brasagem à estrutura principal com recurso à liga Ti-15Cu-15Ni [9]

Independentemente do processo de união adotado, é de extrema importância preservar a

integridade mecânica dos materiais de base, tornando-se imperativo que a temperatura a que são

6

processadas as ligações não provoque alterações significativas na microestrutura da liga Ti6Al4V

[9]. No processamento de ligações por brasagem envolvendo esta liga, em termos industriais, é

de elevado interesse que o ciclo térmico possa ser incluído nas etapas de solubilização, o que

aumenta a cadência e reduz custos energéticos [1].

O titânio é extremamente reativo, a sua resistência à oxidação resulta da formação dum

filme passivo de óxido à superfície do material. No entanto, acima de 500 °C a reatividade do Ti

aumenta significativamente, e este incorpora muito facilmente H, O e N, elementos que induzem

fragilização, um fenómeno nefasto para a resistência mecânica da liga Ti6Al4V [1,8]. Assim,

aquando do processamento de ligações envolvendo esta ou qualquer outra liga de titânio, é crucial

que os materiais de base sejam protegidos, pelo que o processo deverá ser conduzido em

atmosfera de gás inerte ou em vazio, ou ainda mediante a utilização de fluxos protetores [1,9].

7

2.2 Técnicas de ligação

2.2.1 Brasagem, brasagem ativa e soldagem A brasagem é uma técnica de ligação de índole química onde não há fusão dos materiais

de base [11]. A ligação é promovida pela reação de um líquido (resultante da fusão dum metal ou

liga metálica) com os materiais que se pretende unir [11]. No processo de soldagem, a fusão do

material de adição ocorre a uma temperatura inferior a 450 °C, sendo esta a distinção mais aceite

entre a brasagem e a soldagem [9–11].

Em qualquer técnica de brasagem, é inserido um material de adição (ou liga de brasagem)

entre os materiais de base, sob a forma de folha, pó, pasta, fio ou revestimento [9]. Este conjunto

é submetido a um ciclo térmico onde a temperatura de estágio (ou de brasagem), é habitualmente

20 a 30 °C superior à temperatura de liquidus do material de adição [11]. Este acréscimo

assegura a total fluidez do líquido formado, fator determinante para que sejam obtidas ligações

estanques [11]. Deve ser aplicada uma pressão denominada “de contacto”, na ordem das dezenas

de Pa, que favorece um contacto íntimo entre os materiais envolvidos, e naturalmente, as reações

que decorrem no processo (oxidação-redução, dissolução) [11]. As superfícies envolvidas devem

estar limpas e desengorduradas; pela temperatura a que se processam as ligações, é de elevada

importância a imposição de vazio, de atmosfera inerte ou de fluxos protetores [9–11].

Virtualmente, as técnicas de brasagem permitem a ligação de todos os materiais.

Facilmente se obtém ligações estanques, que poderão ter propriedades muito semelhantes e até

superiores às dos materiais de base [11]. As interfaces são processadas a temperatura

relativamente baixa, o que minimiza a adulteração dos materiais de base. A zona de ligação

resultante consiste numa fina bainha, de dimensão reduzida, quando comparada, por exemplo,

com a zona de ligação observável numa interface obtida por soldadura (zona afetada termicamente

+ zona de fusão) [10,11]. Neste sentido, são vantajosos os sistemas de aquecimento localizado

(fornos de indução, infravermelhos), por confinarem o ciclo térmico à zona de ligação, permitindo

também taxas de aquecimento/arrefecimento elevadas [11]. Nos fornos de resistências elétricas

em vazio, todos os materiais envolvidos são submetidos à temperatura de brasagem, o que pode

provocar alterações na microestrutura dos materiais de base. No entanto, este tipo de fornos

permite que o processo seja facilmente automatizável e adaptável a grandes séries [10,11].

A brasagem ativa foi desenvolvida com o propósito de ligar materiais com elevada

estabilidade química e térmica, como é o caso dos cerâmicos e metais refratários [11]. Por norma,

8

as ligas de brasagem convencionais não molham a superfície destes materiais, mesmo a

temperaturas elevadas [5,11]. À composição destas ligas é adicionada uma pequena fração dum

elemento considerado ativo (Ti, Zr, Hf, Nb, Ta), que durante o processamento difunde para a

interface entre a liga de brasagem e o material de base. Aqui, estes elementos vão participar em

reações cujos produtos poderão ser molháveis pelo líquido, possibilitando assim o estabelecimento

da ligação [11].

Os materiais de adição utilizados na brasagem de ligas de titânio são maioritariamente

baseados em Ag, Ti e Al; a sua aplicabilidade depende da resistência mecânica e temperatura de

serviço pretendida para as ligações, assim como dos materiais a ligar [12]. De seguida,

apresentam-se vários exemplos de estudos referentes ao processamento de ligações por

brasagem, envolvendo a liga Ti6Al4V. Nas tabelas 2, 3, 4 e 5 apresentam-se os materiais testados,

as variáveis de processamento utilizadas e a resistência ao corte das ligações à temperatura

ambiente. Os diversos sistemas puderam ser diferenciados entre dois grupos maioritários: os

estudos onde se recorreu a ligas de brasagem baseadas em Ti (tabelas 2 e 3), e os que utilizaram

ligas baseadas em Ag (tabelas 4 e 5).

Tabela 2 - Sistemas de materiais utilizados no processamento de ligações por brasagem envolvendo a liga Ti6Al4V, recorrendo a ligas baseadas em Ti.

Referência Materiais de base Material de adição Tipo de forno

[13] Ti6Al4V/Ti-15-3* Ti-15Cu-15Ni

Infravermelhos Ti-15Cu-25Ni

[6] Ti6Al4V/Ti50Al50

Ti-15Cu-15Ni Infravermelhos

Ti-15Cu-25Ni [3] Ti6Al4V/C103** Ti15Cu15Ni Resistências

[14] Ti6Al4V/α2-Ti3Al Ti-15Cu-15Ni

Infravermelhos Ti-15Cu-25Ni

*Ti-15V-3Cr-3Al-3Sn; **Nb-10Hf-1Ti

Chang C.T. et al [13] processaram ligações entre as liga Ti6Al4V e a liga Ti-15-3 (Ti-15V-

3Cr-3Al-3Sn). As ligações foram processadas por infravermelhos, com recurso às ligas Ti-15Cu-

15Ni e Ti-15Cu-25Ni, entre 970 e 1060 °C, com tempos de estágio compreendidos entre 3 e 30

minutos e um nível de vazio aproximadamente igual a 10-5 mbar; efetuou-se também um

recozimento pós brasagem a 900 °C durante 60 minutos. Nos dois sistemas foram diferenciáveis

duas fases distintas na zona de ligação: (Ti) com vários elementos dissolvidos, e Ti(Ni,Cu). As

ligações processadas com a liga Ti15Cu15Ni a 970 °C durante 3 minutos, fraturaram ao longo

da interface (303 MPa), ao contrário das ligações processadas a temperaturas superiores, que

fragmentaram na liga Ti-15-3 (452-511 MPa). Nas ligações processadas com a liga Ti15Cu25Ni,

9

a principais fases detetadas na interface foram os compostos intermetálicos TiNi e TiCu (devido à

maior quantidade de Ni na liga de brasagem), que persistiram mesmo para temperaturas e tempos

de brasagem superiores. Estas ligações apresentaram resistência ao corte inferior às anteriores,

e a falha esteve associada aos constituintes ricos em Ni e Cu; estes compostos foram considerados

nefastos para a resistência ao corte das ligações. Aumentando a temperatura e/ou tempo de

brasagem, promoveu-se a difusão de Ni e Cu em direção ao substrato, evitando a formação

excessiva de Ti(Ni,Cu). A resistência ao corte das ligações Ti-15Cu-25Ni aproxima-se dos valores

exibidos pelas ligações processadas com a liga Ti-15Cu-15Ni, mas tal só foi possível após o

recozimento de homogeneização, que dispersou a fase rica em Ni e Cu.

Tabela 3 - Espessura da liga de brasagem (E), variáveis de processamento (temperatura (T), tempo de estágio (t)) e resistência ao corte (R) das ligações processadas por brasagem, utilizando ligas baseadas em Ti.

Referência Material de adição E (µm) Variáveis

R (MPa) T (°C) t (min)

[13]

Ti15Cu15Ni

50

970-1060 3 303-511

Ti15Cu25Ni

970 3 437 970 6 473 1000

3 496

1030 545

[6] Ti15Cu15Ni

50 970 5-15 189-214

Ti15Cu25Ni 970 5-20 240-280

[3] Ti15Cu15Ni 60 960

5 270 10 315 15 354 20 298

[14]

Ti-15Cu-25Ni

50

930 3-15

304 950 355 970 357-373

Ti-15Cu-15Ni 930

3-10 344

950 360 970 369

Shiue R.K et al [6] processaram ligações Ti6Al4V/Ti50Al50 por infravermelhos, recorrendo

às ligas Ti15Cu15Ni e Ti15Cu25Ni (50µm), dos 930 aos 970°C, durante 3 a 20 minutos. As

zonas de ligação obtidas são constituídas por (Ti), Ti2Ni, e Ti3Al (junto ao substrato Ti50Al50). Tal

como verificado num estudo anterior ([13]), a presença de Ti2Ni é mais acentuada nas ligações

processadas a temperaturas inferiores, e nas ligações obtidas com a liga Ti-15Cu-25Ni.

Aumentando a temperatura e tempo de brasagem promoveu-se a interdifusão dos elementos

presentes na zona de ligação, o que eliminou parcialmente as partículas grosseiras Ti2Ni. As

10

ligações processadas com a liga Ti-15Cu-15Ni apresentam, para as mesmas condições,

resistência ao corte superior. Se o Ti2Ni ficar disperso, o mecanismo de fratura passa a estar

associado à camada de reação Ti3Al, que se forma inevitavelmente durante a solidificação.

Hong I. et al [3] processaram ligações entre Ti6Al4V e uma liga de Nb (C103, Nb-10Hf-

1Ti) com a liga Ti-15Cu-15Ni a 960 °C, em vazio (≈10-6 mbar), entre 5 e 20 minutos. A zona de

reação apresenta várias camadas distintas e foram identificados 3 mecanismos de fratura

distintos. As ligações processadas durante 15 minutos apresentam a resistência ao corte mais

elevada (354 MPa a 25°, 300 MPa até aproximadamente 600°C). Neste caso, a fratura surgiu no

substrato C103 e propagou-se em direção à interface de reação. Nas ligações processadas durante

5 minutos a fratura ocorreu ao longo duma camada intermetálica que se formou na zona central

da ligação. Nas ligações obtidas após 20 minutos a liga Ti6Al4V desenvolveu uma estrutura de

lamelar grosseira (do tipo Widmanstätten), que foi responsável pela fratura nestas ligações.

Adicionalmente, um recozimento pós brasagem a 880°C durante 4 horas, fixou a máxima

resistência ao corte em 411 MPa. Estágios mais prolongados, a temperaturas superiores a 880 °C

podem originar também a estrutura Widmanstätten na zona de ligação e na liga Ti6Al4V, o que

diminui a resistência ao corte.

Shiue R.K et al [14] processaram ligações Ti6Al4V/α2-Ti3Al por infravermelhos, com folhas

Ti15Cu-25Ni e Ti-15Cu-15Ni, entre 930 e 970 °C, em vazio. A zona de ligação obtida com a liga

mais rica em Ni é constituída por (Ti) onde estão dissolvidos Ni, Cu, Al, V; esta zona envolve uma

região mais clara, composta por Ti2Ni. O aumento da temperatura e/ou do tempo de estágio, reduz

consideravelmente a dimensão deste constituinte, que se encontra totalmente disperso nas

ligações processadas a 970 °C (5 minutos). Esta evolução está associada à difusão de Cu e Ni

para o substrato Ti6Al4V. As amostras processadas com a liga Ti15Cu-25Ni a 970 °C durante 5

minutos, apresentam a resistência ao corte mais elevada (373 MPa); este sistema apresenta

também o valor mais baixo, que está associado às ligações obtidas a 930 °C durante 3 minutos

(304 MPa).A zona de ligação obtida com a liga Ti-15Cu-15Ni é idêntica, contudo, o volume de Ti2Ni

presente é bastante inferior, devido à menor fração de Ni na liga de brasagem. Concluiu-se que a

supressão do Ti2Ni da interface, aumenta consideravelmente a resistência ao corte destas ligações;

este constituinte foi identificado na superfície de fratura de todas as ligações estudadas, exceto na

interface obtida com a liga Ti-15Cu-15Ni processada a 970 °C durante 5 minutos. Neste ensaio a

fratura ocorreu no substrato α2-Ti3Al, para uma tensão de 360 MPa, que está em concordância

com a resistência máxima ao corte que esta liga apresenta.

11

Tabela 4 - Sistemas de materiais utilizados no processamento de ligações por brasagem, envolvendo a liga Ti6Al4V, recorrendo a ligas baseadas em Ag.

Referência Materiais de base Material de adição Tipo de forno

[15] Ti6Al4V/Ti6Al4V 72Ag-28Cu Infravermelhos e

Resistências 95Ag-5Al

[16] Ti6Al4V/Al2O3 72Ag28Cu

Resistências 72Ag28Cu/Cu/72Ag28Cu

[5] Ti6Al4V/TZM* 95Ag-5Al Infravermelhos e

Resistências

[4] Ti6Al4V/Nb Ag

Resistências e infravermelhos

72Ag-28Cu 95Ag-5Al

[17] Ti6Al4V/SiO2 Ag-21Cu-4.5Ti Resistências *Mo-0.5Ti-0,08Zr-0,015C

Y.C. Du et al [15] processaram ligações Ti6Al4V/Ti6Al4V utilizando as ligas 72Ag28Cu e

95Ag5Al, com 50 µm, em forno de infravermelhos e de resistências. As ligações foram

processadas entre 800 e 900 °C, com tempos de estágio compreendidos entre 3 e 20 minutos,

sob um nível de vazio que rondou os 10-5 mbar. Verificou-se que a interface obtida por

infravermelhos, com a liga 72Ag28Cu a 800 °C durante 3 minutos, exibe a resistência ao corte

mais elevada. A análise da superfície de fratura revela que esta ocorre ao longo da zona central

da ligação, que permaneceu com composição química muito próxima do eutéctico Ag-Cu. Para

temperaturas de estágio superiores, no mesmo sistema, foi promovida a dissolução do Ti para a

liga de brasagem que forma preferencialmente compostos Ti-Cu na interface com o líquido. A

rutura passa a surgir nesta camada de reação, tendo sido identificado o composto Ti2Cu na

superfície de fratura. Nas ligações processadas em forno de resistências a 800 °C, a rutura dá-se

também pela camada de reação, tendo sido identificado na superfície de fratura o composto TiCu.

Para ambos os tipos de aquecimento, o aumento da temperatura de brasagem diminuiu a

resistência ao corte das ligações. Nas interfaces processadas com a liga de brasagem 95Ag5Al

por infravermelhos, a 850 e 900°C, as camadas de reação formadas eram compostas por TiAl e

Ti3Al, respetivamente. Estas ligações fraturam ao longo da solução sólida de prata que permanece

na zona central da interface. Nas ligações processadas em forno de resistências, a camada de

reação Ti3Al é mais espessa, o que reduziu a resistência ao corte (23 MPa); este constituinte foi

identificado na superfície de fratura. A amostra processada a 900°C durante 300 segundos exibiu

a resistência ao corte mais elevada, 95 MPa, bastante inferior ao máximo obtido com a liga

72Ag28Cu (153 MPa). Para ambos os sistemas, o crescimento excessivo duma camada de reação

composta por intermetálicos, foi desfavorável para a resistência mecânica das ligações.

12

Tabela 5 - Espessura da liga de brasagem (E), variáveis de processamento (temperatura (T), tempo de estágio (t)) e resistência ao corte (R) das ligações processadas por brasagem utilizando ligas baseadas em Ag.

Referência Material de adição E (µm) Variáveis

R (MPa) T (°C) t (min)

[15] 72Ag28Cu

50

800

3-20

74-153 850 67-75

95Ag-5Al 850 25 900 23-95

[16]

72Ag28Cu 50

800

10

98 825 118 850 103 875 96 900 87 925 76 950 73

72Ag28Cu/Cu/72Ag28Cu 50+10+50

825 10 128

50+40+50 139 50+120+50 157

[5] 95Ag-5Al 50 850-900 10-20 -

950 1 -

[4]

Ag

50

1000 1 173 1000 20 117

72Ag-28Cu 850 1 224

800-850 10-20 108-164

95Ag-5Al 950 1 173

850-900 10-20 -

[17] Ag-21Cu-4.5Ti 50

850

5

18 880 19 900 27 950 20 980 13 1000 7

Cao J. et al [16] processaram ligações Ti6Al4V/Al2O3 recorrendo à liga 72Ag-28Cu

(50 µm) e também ao sistema multifolha 72Ag-28Cu/Cu/72Ag-28Cu, utilizando folhas de Cu de

10, 40 e 120 µm. As ligações foram efetuadas entre os 800 e 950 °C, com tempos de estágio

compreendidos entre 5 e 60 minutos, em alto vácuo. A zona de ligação resultante do

processamento a 825 °C, apresenta a sequência Ti2Cu/TiCu/Ti3Cu4/(Ag)/Ti4((Cu,Al)2O, da liga

Ti6Al4V para o Al2O3. O aumento da temperatura de brasagem aumenta a reatividade do Ti, que

prioriza as reações com o Cu, de tal forma que, a 950 °C, a zona de reação é essencialmente

constituída pelos compostos Ti2Cu e TiCu; a (Ag) passa a ser vestigial. A resistência ao corte atinge

um máximo (118 MPa) para as ligações processadas a 825 °C durante 10 minutos, com a liga

13

72Ag28Cu. A rutura ocorre junto ao substrato Al2O3, e o mecanismo de fratura está associado à

diferença dos coeficientes de expansão térmica entre os materiais de base. A inserção de folhas

de Cu permitiu aumentar a ductilidade da zona central da ligação, acomodando as referidas

tensões, e fixando a máxima resistência ao corte em 157 MPa (com uma folha de 120 µm).

Chan H.Y. et al [5] processaram ligações Ti6Al4V/TZM com a liga de brasagem 95Ag-5Al,

sendo o TZM uma liga de molibdénio de composição Mo-0.5Ti-0,08Zr-0,015C. As ligações foram

efetuadas em forno de resistências elétricas, dos 850 aos 900 °C (entre 10 e 20 minutos), e por

infravermelhos, a 950 °C (durante 1 minuto), em alto vácuo (10-5 mbar). A zona de ligação

apresenta uma camada de reação composta por TiAl junto à liga Ti6Al4V, seguindo-se uma solução

sólida de prata para onde difundiram vários elementos. Esta liga de brasagem não apresenta

molhabilidade suficiente sobre o TZM. Mesmo num estágio a 950 °C durante 20 minutos; a

dissolução deste material no líquido é residual, consequentemente, não há formação de qualquer

camada de reação na interface. Observa-se que a camada TiAl tem o dobro da espessura nas

ligações processadas em forno de resistências elétricas, o que está muito provavelmente

relacionado com duração mais longa deste processo (tempo de estágio mais longo e menores

velocidades de aquecimento e de arrefecimento).

Liam D.W. et al [4] processaram ligações Ti6Al4V/Nb recorrendo a Ag comercialmente

pura, e às ligas 72Ag-28Cu e 95Ag-5Al, em forno de resistências (dos 800 aos 1050°C) e em

forno de infravermelhos (dos 850 aos 1000 °C), com um nível de vazio a rondar os 5x10-5 mbar.

Segundo a análise efetuada, a molhabilidade do Nb por estes materiais está fortemente

dependente da difusão de Ti para o líquido, durante o ciclo térmico (funcionou como elemento

ativo). Nas ligações Ti6Al4V/Ag/Nb, a interface é essencialmente constituída por uma solução

sólida de prata. Junto à liga Ti6Al4V formou-se uma camada de reação composta por TiAg, e junto

ao Nb uma bainha essencialmente constituída por Ti. Nas ligações processadas em forno de

resistências, o volume de dissolução da liga Ti6Al4V é substancialmente maior, e a zona de reação

passou a ser composta por (Ti); para tempos e temperaturas de brasagem superiores, as fases

ricas em Ag acabam por se tornar residuais. As ligações processadas por infravermelhos

(1000 °C, 1 minuto) apresentam resistência ao corte mais elevada (173 MPa); a fratura ocorreu

ao longo da (Ag) que compõe a zona central da interface. Por oposto, nas ligações efetuadas em

forno convencional, a fratura ocorre ao longo do (Ti), e na superfície de fratura foram identificados

picos associados ao Ti, à Ag e ao TiAg. Nas ligações Ti6Al4V/72Ag-28Cu/Nb formou-se uma

camada de reação composta por Ti e Cu junto à liga Ti6Al4V, e no centro, uma região extensa,

14

rica em Ag. As ligações obtidas por infravermelhos (850 °C, 1 minuto) apresentam a resistência

ao corte mais elevada das ligações processadas neste trabalho (224 MPa). Nas ligações

processadas em forno convencional acima dos 800 °C, a resistência ao corte diminuiu

consideravelmente: houve maior difusão de Cu para a interface com a liga Ti6Al4V, o que

promoveu o crescimento de intermetálicos (TiCu, Ti3Cu4 e Ti2Cu), assim como o aumento da

espessura da camada de reação. A fratura deixa de surgir na zona central das ligações e passa a

ter origem na interface com a liga Ti6Al4V. Nas ligações Ti6Al4V/95Ag-5Al/Nb processadas por

infravermelhos (950 °C, 1 minuto),a zona de reação é dominada por uma solução sólida de prata.

Formou-se uma camada de reação TiAl na interface com a liga Ti6Al4V, e da mesma forma, uma

bainha muito fina (com espessura inferior a 1 µm) junto ao Nb. Estas ligações apresentam

resistência ao corte comparável às obtidas com a liga 72Ag-28Cu (173 MPa). Nas ligações

processadas em forno convencional, a camada de reação adjacente à liga Ti6Al4V é mais espessa,

sendo composta por Ti3Al; a presença deste constituinte é extremamente nefasto, visto que, nos

ensaios de resistência ao corte, estas ligações romperam para valores de tensão muito baixos.

Liu H. B. et al [17] processaram ligações entre a liga Ti6Al4V/SiO2 por brasagem ativa,

com a liga Ag-21Cu-4,5Ti (50µm). As ligações foram processadas em vazio, entre os 850 e os

1000 °C, com um tempo de estágio de 5 minutos. A zona de reação obtida a 850 °C é constituída

por várias camadas distintas, dispostas com a sequência:

SiO2/TiSi2 + Ti4O7/TiCu + Cu2Ti4O/(Ag) + (Cu)/TiCu/Ti2Cu/(Ti) + Ti2Cu/Ti6Al4V

O aumento da temperatura de brasagem, aumenta a espessura das camadas de reação formadas,

e praticamente elimina a solução sólida de prata no centro da interface. O processamento a

temperaturas mais elevadas, promoveu a dissolução de Al e Ti da liga Ti6Al4V para a interface, de

tal forma que a 1000 °C os produtos de reação formados foram:

SiO2/TiSi2 + Ti4O7/TiCu + Cu2Ti4O/(Ti) + Ti3Al/(Ti) + Ti3Cu + Ti3Al/Ti6Al4V

A resistência ao corte mais elevada (27 MPa) foi obtida para as ligações processadas a 900 °C

durante 5 minutos. Verificou-se que, para as temperaturas mais baixas e tempos de brasagem

mais curtos, as reações na interface são insuficientes para se obter uma ligação sã. Por outro

lado, para temperaturas e tempos de estágio mais elevados, há um crescimento excessivo das

camadas de reação e permanecem na interface tensões residuais, o que diminui

consideravelmente a resistência ao corte.

15

Dos estudos analisados, verifica-se que nas ligações processadas recorrendo a ligas de

brasagem baseadas em Ti, a zona de ligação resultante é habitualmente composta por uma matriz

Ti, onde podem estar dispersos intermetálicos Ti-Cu-Ni. Estas partículas podem ser alteradas em

termos de morfologia e distribuição, e até parcialmente eliminadas, com o aumento da

temperatura e/ou do tempo de estágio e/ou mediante tratamento térmico subsequente. Obtêm-

se zonas de ligação essencialmente constituídas por Ti, onde os intermetálicos ficam

homogeneamente dispersos, obtendo-se valores de resistência máxima ao corte situados entre

350 e 550 MPa. Nas ligações processadas com recurso a ligas baseadas em Ag, a interface

resultante é sempre composta por várias camadas substancialmente diferentes. Habitualmente,

na interface entre o líquido e a liga Ti6Al4V, forma-se uma camada de reação de cariz intermetálico,

cuja natureza depende essencialmente da composição da liga de brasagem utilizada. O

crescimento excessivo desta camada tem um efeito nefasto na resistência ao corte das ligações.

No centro da interface permanece uma solução sólida de prata, que resulta da solidificação da

liga de brasagem, onde estão também dissolvidos elementos provenientes dos materiais de base.

As ligações processadas com a liga 72Ag-28Cu apresentam, dum ponto de vista global, resistência

ao corte à temperatura ambiente, superior à das processadas com Ag comercialmente pura, ou

com a liga 95Ag-5Al, fraturando para tensões compreendidas entre 120 e 230 MPa.

2.2.2 Ligação por difusão no estado sólido A ligação por difusão no estado sólido é uma técnica que não requer a formação de uma

fase líquida, para que sejam processadas ligações entre materiais semelhantes ou dissimilares

[11]. São aplicadas temperaturas que vão de 50-80% da temperatura de fusão dos materiais a

unir, e é aplicada uma pressão que pode ir de algumas dezenas, a várias centenas de MPa [11].

Este estágio pode durar de alguns minutos a várias horas. A pressão aplicada não deve induzir

deformação plástica nos materiais envolvidos. Pode ser utilizada uma camada intermédia para

evitar a formação de constituintes frágeis, ou simplesmente para facilitar a ligação; este material

não deve formar eutécticos de baixa temperatura (fase liquida) em resultado da interdifusão com

os materiais de base. A ligação é então promovida por mecanismos de deformação microscópica

e de difusão [11].

O processamento de ligações por ligação por difusão no estado sólido pode ser dividido

em três etapas essenciais [11]. Num primeiro momento, a aplicação de pressão associada ao

aumento de temperatura, induz deformação nas micro saliências da superfície dos materiais de

base; os pontos de contacto aumentam de área até que as superfícies a unir estejam planas,

16

ficando dispersos alguns poros (figura 4 b))[11]. Na segunda fase (figura 4 c)), os poros de menor

dimensão colapsam por difusão em volume, os maiores (com dimensão superior a 20 µm),

colapsam por deformação plástica; a eficiência destes mecanismos é controlada pela temperatura

e tempo de estágio [11]. A eliminação quase total da porosidade permite que, num terceiro estádio,

haja migração das fronteiras de grão: as superfícies em contacto, inicialmente planas, distorcem

e penetram-se entre si (figura 4 d)). Os poros restantes continuam a ser eliminados por difusão

em volume, e no final estágio as fronteiras da zona de ligação são indiferenciáveis [11].

Figura 3 Representação esquemática das etapas que decorrem no processo de ligação por difusão no estado sólido [11].

A interface resultante consiste numa linha muita fina praticamente indiferenciável dos

materiais de base, de composição química, microestrutura e resistência mecânica muito

semelhante à dos materiais de base [11]. Por não haver presença de uma fase liquida, o risco de

fissuração na solidificação é remoto, e a dissolução dos materiais de base é muito reduzida, o que

minimiza a sua degradação [11]. No entanto, o equipamento necessário é relativamente caro, e

esta técnica está limitada a componentes de geometria simples, e de superfície plana [11].

De seguida, serão analisados alguns estudos referentes ao processamento de ligações por

ligação por difusão no estado sólido, envolvendo a liga Ti6Al4V. Na tabela 6 estão indicados os

sistemas de materiais testados, assim como o tipo de aquecimento utilizado. Na tabela 7

apresentam-se as variáveis de processamento impostas, assim como a resistência ao corte das

respetivas ligações, à temperatura ambiente.

Tabela 6 - Sistemas de materiais utilizados no processamento de ligações por ligação por difusão no estado sólido, envolvendo a liga Ti6Al4V.

17

Referência Materiais de base Material de adição Tipo de forno [25] Ti6Al4V/Aço inoxidável ferrítico* - Indução [26] Ti6Al4V/AISI 304** Cu Indução [27] Ti6Al4V/Al2O3 72Ag-28Cu Resistências [28] Ti6Al4V/WC-Co Ag-27Cu-4,5Ti Resistências [29] Ti6Al4V/Cu-10Sn*** - Resistências [7] Ti6Al4V/Al7075 Sn-3,6Ag-1Cu Indução

[30] Ti6Al4V/γ-TiAl - Resistências *Fe-17,7Cr-0,3Si-0,24C; **Fe-19Cr-10Ni-2Mn-0,75C; ***Cu-10Sn-2Pb-3Ni

Tabela 7 Variáveis do processamento (material de adição, pressão (P) temperatura (T), tempo de estágio (t)) e resistência ao corte (R) das ligações processadas por ligação por difusão no estado sólido.

Referência Variáveis do processamento

R (MPa) Material de adição P (MPa) T (°C) t (min)

[25] - 5 885

30 135

930 180 980 187

[26] Cu 1 830

50-90 25-80

850 30-100 870 40-118

[27] 72Ag-28Cu 3 750

10 40 20 47 25 80 30 140 60 55

[28] Ag-27Cu-4,5Ti 2

825 30 314

850 15 330 30 955 60 879

[29] - 10 830

5 70 10 81 15 102 20 83

[7] Sn-3.6Ag-1Cu 1 500

10 17 20 19 30 23 40 29 60 42

[30] - 100 800-900 120 -

Bulent K. et al [25] processaram ligações entre a liga Ti6Al4V e um aço inoxidável ferrítico,

por indução, em atmosfera de árgon, com uma pressão de 5 MPa. A zona de ligação resultante é

constituída por βTi/FeTi/Fe2Ti, a partir da liga Ti6Al4V. O aumento da temperatura de estágio

diminuiu a espessura da camada de reação FeTi, e aumenta a do Fe2Ti. A interface processada a

18

980°C apresenta a resistência ao corte mais elevada; tal como observado noutros trabalhos, o

crescimento de camadas intermetálicas na zona de ligação condiciona a resistência mecânica das

ligações. Neste caso, a camada FeTi aparenta ter o efeito mais nefasto; este constituinte foi

identificado na superfície de fratura da amostra obtida após processamento a 885°C.

Özdemir N. et al [26] processaram ligações Ti6Al4V/AISI 304L em forno de indução,

utilizando uma camada intermédia de Cu com 60 µm; as ligações foram processadas dos 830 °C

aos 870 °C, com uma pressão de 1 MPa. Na zona de ligação foram observadas várias camadas

de reação próximas da liga Ti6Al4V, constituídas por intermetálicos Ti-Cu, Ti-Cu-Fe, Fe-Ti e Ti-Al.

Para temperaturas e tempos de estágio superiores, a zona de ligação homogeneizou, e as

camadas de reação mostraram-se melhor definidas, muito devido à maior incorporação de Cu,

proveniente da camada intermédia. A interface processada a 870 °C durante 90 minutos,

apresenta a resistência ao corte mais elevada (118 MPa), visto que, com estes parâmetros, houve

maior interação entre os materiais envolvidos. Os ensaios de dureza indicam que os constituintes

Fe-Ti deverão ter um comportamento mais frágil, que os restantes compostos identificados na

interface.

Barrena M. I. et al [27] processaram ligações Ti6Al4V/Al2O3 utilizando uma camada

intermédia 72Ag-28Cu, a 750 °C, com uma pressão de 3 MPa. A zona de ligação resultante

apresenta várias camadas de reação constituídas por intermetálicos Ti-Cu, formados na interface

com a liga Ti6Al4V. Na fronteira com o Al2O3 formou-se uma camada de reação composta por Ti e

Cu e também uma bainha muito fina, constituída por Cu3TiO4 e Cu2Ti4O (1,5 µm). O aumento do

tempo de estágio promoveu a homogeneização microestrutural das ligações. A resistência ao corte

atinge um máximo nas ligações obtidas após 30 minutos de estágio (140 MPa) e esta diminui

para estágios mais curtos ou mais prolongados. Este comportamento está associado ao

crescimento dos compostos Cu3TiO4 e Cu2Ti4O na interface com o Al2O3, compostos que exibiram

um comportamento muito frágil.

Barrena M. I. et al [28] processaram ligações entre a liga Ti6Al4V e um compósito

baseado em carboneto de tungsténio (WC-Co), utilizando uma camada intermédia de 60 µm, de

composição 69Ag-27Cu-4Ti (liga de brasagem ativa comercialmente designada Ticusil), com uma

pressão de 2 MPa. A zona de ligação obtida após processamento a 825 °C (30 minutos) é

constituída por camadas bem definidas: Ti2Cu/TiCu/(Ag)/TiCu + TiC/TiC + WC a partir da liga

Ti6Al4V. As ligações processadas 850 °C (30 minutos) exibiram a resistência ao corte mais

elevada (955 MPa); para estas condições foi promovida a difusão de todos os elementos presentes

19

na interface. A precipitação de nano partículas TiC durante o processamento aumentou

substancialmente a resistência ao corte das ligações. Note-se que, embora os autores refiram que

as ligações foram processadas por ligação por difusão no estado sólido, a temperatura de estágio

empregue situa-se entre a temperatura de solidus (780 °C) e a temperatura de liquidus (900 °C)

do material de adição. É seguro afirmar que, para esta temperatura de processamento, deverá ter

ocorrido fusão parcial da camada intermédia, e a ligação pode ter resultado da intervenção duma

fase liquida.

He Z. et al [29] processaram ligações Ti6Al4V/Cu-10Sn a 830 °C com uma pressão de

10 MPa, e tempos de estágio compreendidos entre 5, 10, 15 e 20 minutos. Na zona de ligação

obtida após 15 minutos formaram-se várias camadas de reação, baseadas em intermetálicos Ti-

Cu e Ti-Cu-Sn bem como em (Pb) e (Sn); estas ligações apresentam a resistência ao corte mais

elevada (102 MPa). Os estágios mais curtos (5 e 10 minutos) foram insuficientes para promover

uma interação suficiente entre os materiais. Para tempos de estágios superiores a 15 minutos, a

espessura da camada de reação aumenta significativamente, e, por consequência., a resistência

ao corte diminui. A fratura ocorre entre o substrato Cu-10Sn e a camada de reação adjacente, rica

em Pb e intermetálicos Ti-Cu-Sn.

Alhaza A. N. et al [7] processaram ligações entre Ti6Al4V e uma liga de Al da série 7000

(Al7075), utilizando uma camada intermédia de composição Sn-3.6Ag-1Cu com 100 µm de

espessura. As ligações foram processadas a 500 °C, entre 10 e 60 minutos, com uma pressão

de 1 MPa. O Cu foi depositado sobre a liga de Al para evitar a formação de óxidos na sua superfície,

e também para promover a molhabilidade da liga de brasagem sobre este sistema. As camadas

de reação resultantes eram essencialmente constituídas por intermetálicos, resultantes da difusão

do Sn para os materiais de base. A espessura destas zonas diminuiu com o aumento do tempo

de estágio, o que contribuiu para o aumento da resistência ao corte; o valor máximo foi exibido

pela interface obtida após um estágio de 60 minutos (42,3 MPa). A fratura ocorreu na zona central

da ligação, estando associada aos intermetálicos formados junto à liga de Al. Refira-se que, embora

neste estudo seja indicado que as ligações foram efetuadas por ligação por difusão no estado

sólido, houve uma fase liquida envolvida no processamento.

Wang X et al [30] processaram ligações Ti6Al4V/γ-TiAl dos 800 aos 900 °C, com uma

pressão de 100 MPa. Ligações sãs, isentas de fissuras e poros só foram obtidas para estágios a

800 °C durante 120 minutos. A zona de ligação resultante divide-se em duas camadas de reação

20

distintas: uma resultou da difusão de Ti a partir da liga Ti6Al4V; outra nasceu da difusão de Al a

partir do γ-TiAl. A espessura global destas camadas aumentou com o aumento da temperatura de

estágio (de 5,5 até 15 µm). Há um aumento gradual de dureza, do γ-TiAl (310 HV) para a liga

Ti6Al4V (450 HV).

Nas ligações analisadas neste capítulo, processadas sem/com recurso a camada

intermédia, as zonas de ligação resultantes eram constituídas por várias zonas de reação,

essencialmente compostas por intermetálicos. A homogeneização da interface, assim como o

controlo da espessura das camadas de reação foi determinante para a otimização da resistência

máxima ao corte das ligações analisadas. Os valores mais elevados observados em cada sistema

encontram-se entre 108 (He Z. et al [29]) e 187 MPa (Bulent K. et al [25]). Note-se que desta

seleção foram excluídos os estudos efetuados por Barrena M. I. et al [28] e Alhaza A. N. et al [7],

visto ter-se considerado que, nestes casos, houve participação duma fase liquida durante o

processamento.

2.2.3 Brasagem por difusão A brasagem por difusão, tal como a brasagem, requer a intervenção duma fase liquida no

processamento das ligações [11]. Surge como alternativa à ligação por difusão no estado sólido,

quando não são aplicáveis elevadas pressões, temperaturas e tempos de estágio [11]. Em teoria,

as ligações resultantes apresentam elevada homogeneidade, e propriedades muito próximas ou

superiores às dos materiais de base. Esta técnica também permite ligar materiais semelhantes ou

dissimilares [11].

Tal como na brasagem, é também inserido um material de adição entre os materiais que

se pretende unir. Como camada intermédia utilizam-se folhas ou sistemas de folhas (de ligas ou

metais puros), e/ou revestimentos de composição química especifica [11]. O conjunto é aquecido

em vazio, e é também aplicada a “pressão de contacto”, de forma a promover um contacto intimo

entre os materiais envolvidos e as reações que decorrem no processo. O aumento da temperatura

induz interdifusão no sistema, e a fase liquida poderá surgir em virtude da [11]:

Temperatura de fusão da camada intermédia excedida;

Interdifusão na camada intermédia (pode originar uma liga com ponto de fusão

inferior à temperatura de brasagem);

Interdifusão entre materiais de base e camada intermédia (pode originar uma liga

com ponto de fusão inferior à temperatura de brasagem).

21

Após a formação do líquido, considera-se que o processo de brasagem por difusão tem 3

etapas: dissolução (figura 5 b)), solidificação (figura 5 c)) e homogeneização (figura 5 d)) [11,31].

A difusão está essencialmente controlada pela temperatura, tempo de estágio, solubilidade mútua

dos materiais envolvidos, assim como da quantidade de elementos disponíveis para difundir [11].

Figura 4 - Representação esquemática das etapas inerentes ao processo de brasagem por difusão [11]

Em condições ideais, à temperatura de brasagem, ocorre solidificação isotérmica, e na

fase final do estágio, ocorre homogeneização da interface. No entanto, em termos práticos, as

ligações resultantes são habitualmente heterogéneas, exibindo várias camadas de morfologia e

composição química distinta [11]. A homogeneização da interface, poderá assim passar a

depender dum tratamento térmico subsequente, cuja viabilidade económica deve ser estudada

[11].

De seguida serão analisados alguns estudos referentes ao processamento de ligações por

brasagem por difusão envolvendo a liga Ti6Al4V. Na tabela 8 encontram-se indicados os sistemas

de materiais testados e o tipo de aquecimento utilizado. Na tabela 9 apresentam-se as variáveis

de processamento impostas, assim como a resistência ao corte das respetivas ligações, à

temperatura ambiente.

Tabela 8 - Sistemas de materiais utilizados no processamento de ligações por brasagem por difusão, envolvendo a liga Ti6Al4V.

Referência Materiais de base Material de adição Forno [32] Ti6Al4V/Al2024 Sn-Ag-Cu-Ni Resistências [33] Ti6Al4V/Al7075 Cu Indução [34] Ti6Al4V/Al7075 Sn-4Ag-3,5Bi + Cu Resistências

22

Tabela 9 - Variáveis de processamento (temperatura (T), pressão (p), tempo de estágio (t)) e resistência ao corte (R) das ligações processadas por brasagem por difusão.

Referência Variáveis do processamento

R (MPa) T (°C) P (MPa) t (min)

[32] 510 1 60 53

[33] 500 0,2 30-60 16-19

[34] 500 - 30-60 28-39

Samavatian N. et al [32] processaram ligações entre a liga Ti6Al4V e uma liga de Al da

série 2000 (Al2024). As ligações foram efetuadas a 510 °C (com estágios de 20, 40 e 60

minutos), recorrendo a uma camada intermédia Sn-Ag-Cu-Ni (80 µm), aplicando uma pressão de

1 MPa e um nível de vazio de 10-4 mbar. Nas ligações obtidas após 20 e 40 minutos de estágio, a

zona de ligação exibiu várias camadas reação, das quais se destaca uma zona essencialmente

constituída por Sn, que resultou da difusão incompleta da liga de brasagem. O tempo de estágio

foi insuficiente para induzir interação suficiente entre todos os materiais, sendo que na região rica

em Sn também foram encontrados poros e microfissuras. O tempo de estágio foi aumentado para

60 minutos, e variou-se a espessura da camada intermédia para 40, 80, 120 µm: o material de

adição difundiu completamente, o que instigou a ocorrência de solidificação isotérmica; a

espessura global da camada de reação reduziu consideravelmente, no entanto, esta aumentou

quando se usaram camadas intermédias mais espessas (7-9, 12, 20 µm, respetivamente). A

resistência ao corte mais elevada foi exibida pelas ligações processadas com a camada intermédia

de 80 µm (53 MPa). A falha ocorreu junto à liga Ti6Al4V, e na superfície de fratura foram

identificados o TiAl e o TiAl3, intermetálicos considerados frágeis, e aqui, responsáveis pela rutura.

Os constituintes Al2Cu, Al2CuMg, Ag3Sn e Cu3Sn foram observados junto à liga de Al; são

precipitados de endurecimento e beneficiam a resistência mecânica destas ligações. Concluiu-se

que uma seleção criteriosa do tempo de estágio e da espessura do material de adição, são cruciais

para que sejam processadas ligações com resistência mecânica mais elevada.

AlHazaa A. et al [33] processaram ligações entre a liga Ti6Al4V e uma liga de Al da série

7000 (Al7075), recorrendo a uma camada intermédia de Cu (22 µm). Os ensaios foram efetuados

a 500 °C, com tempos de estágio compreendidos entre 5 e 60 minutos, e uma pressão aplicada

de 0,2 MPa, A difusão total da camada intermédia aconteceu para tempos de estágio superiores

a 30 minutos. Na interface entre a liga de Al e a camada Cu, a ligação ocorreu pelo surgimento

dum eutéctico, formado devido à interdifusão entre estes materiais; nesta zona foram identificados

23

θ(Al2Cu), T(Al2Mg3Zn3) e Al13Fe. Na interface Ti6Al4V/Cu a ligação deu-se por difusão no estado

sólido, onde se formou Ti2Cu3. O valor máximo de resistência ao corte destas ligações (19 MPa) foi

obtido para estágios superiores 30 minutos, e a fratura ocorreu junto à liga Ti6Al4V,

designadamente, através do constituinte Ti2Cu3.

Kenevisi M. et al [34] também processaram ligações entre a liga Ti6Al4V e a liga de

alumínio Al7075, a 500°C, entre 15 e 60 minutos. Utilizaram como camadas intermédias, um

revestimento de Cu obtido por eletrodeposição (para evitar oxidação das superfícies) e a liga Sn-

4Ag-3,5Bi. O material de adição difundiu completamente para estágios superiores a 30 minutos.

O aumento do tempo de estágio promoveu a total homogeneização da interface, que consistiu

numa fina camada de reação, onde foram identificados vários intermetálicos: AlCu2, Mg2Sn,

Cu3Ti2,AgMg3, TiAl, Ti3Al, Ag2Al, Cu3Ti, Sn3Ti5. O crescimento e homogeneização desta camada de

reação, contribuiu para o aumento da resistência ao corte destas ligações; o máximo (39 MPa),

foi apresentado pela interface obtida após 60 minutos de estágio.

Dos estudos analisados neste capítulo, é possível concluir que, as interfaces resultantes

do processamento de ligações por brasagem por difusão envolvendo a liga Ti6Al4V, são também

compostas por várias camadas de reação. O aumento do tempo de estágio promoveu a total

dissolução dos materiais de adição utilizados, e também o crescimento das camadas de reação

intermetálicas. A resistência ao corte máxima observada no conjunto de casos estudado, está

compreendida entre 19 e 53 MPa, valores observados nos estudos realizados por AlHazaa A.

et al [33] e Samavatian N. et al [32]. Refira-se que, embora nesta pesquisa só tenham sido

reportados casos onde se ligou Ti6Al4V a materiais dissimilares, a resistência ao corte destas

ligações é bastante inferior à resistência apresentada pelas ligações processadas pelas técnicas

analisadas anteriormente (brasagem e ligação por difusão no estado sólido).

2.2.4 Soldadura Este processo de ligação requer a fusão parcial dos materiais de base. A zona de ligação

resultante caracteriza-se pela existência duma zona afetada termicamente (ZAT) situada na

periferia, e duma região central onde houve fusão dos materiais (solda) (ver figura 5).

O controlo microestrutural destas zonas é decisivo para a obtenção de ligações sãs e com

resistência mecânica adequada às possíveis aplicações. Pode ser utilizado um material de adição,

de composição semelhante ou muito próxima dos materiais de base, com o intuito de aumentar a

24

ductilidade das ligações resultantes. Do processamento de ligações por soldadura podem decorrer

vários defeitos [8]:

Segregação na solidificação;

Fissuração na solidificação;

Fissuração por contaminação;

Fragilização por incorporação de hidrogénio;

Porosidade;

Figura 5 - Zona de ligação resultante do processo de soldagem.

O ciclo térmico intrínseco ao processo de soldadura, altera significativamente a resistência

mecânica, ductilidade e tenacidade da liga Ti6Al4V [8]. Esta liga pode ser unida sem material de

adição, no entanto, pode ser utilizado CP Ti ou ligas αTi, para controlar a microestrutura da zona

de ligação [8]. A resistência destas ligações irá estar fortemente dependente da quantidade de α

que se transforma em β durante o processo [8,35]. Os equipamentos e procedimentos são muito

semelhantes àqueles utilizados na soldagem de aços inoxidáveis austeníticos e ligas de Al [36].

No entanto, dada a reatividade do Ti, é crucial proteger a zona de ligação durante o procedimento

(imposição de vazio, atmosfera inerte, fluxos protetores), e assegurar a limpeza das superfícies

envolvidas [8,37]. Atualmente, é sempre preferível recorrer a técnicas de elevada penetração (com

feixes de elevada energia, em câmaras de vazio), onde o processamento é feito numa etapa

(soldadura por plasma, soldadura por feixe eletrónico, soldadura por laser), ao invés dos

tradicionais processos que recorrem a arco elétrico (TIG, MIG, entre outros). A aplicabilidade de

cada processo está relacionada com o tipo de estrutura/geometria a ligar, assim como da

resistência mecânica pretendida; Independentemente da técnica utilizada, é essencial fazer um

estudo das variáveis a controlar.

De seguida serão analisados alguns estudos referentes ao processamento de ligações por

soldadura envolvendo a liga Ti6Al4V. Na tabela 10 encontram-se os processos utilizados, os

parâmetros estabelecidos, assim como a resistência à tração à temperatura ambiente das ligações

testadas.

25

Tabela 10 - Processo, material de adição (M) e variáveis de processamento (voltagem (U), corrente (I), potência (P), velocidade (V)) e resistência à tração (R) das ligações processadas por soldadura envolvendo a liga Ti6Al4V.

Saresh N. et al [37] processaram ligações entre placas Ti6Al4V, via soldadura por feixe

eletrónico (EBW), com uma voltagem de 140 kV, uma corrente de 75 mA, a uma velocidade de

1270 mm/min. Os autores tinham em vista a aplicação direta em garrafas esféricas elaboradas

em Ti, que funcionam como contentores de He a elevada pressão, utilizados no lançamento de

satélites. Nas ligações obtidas por single pass não houve penetração suficiente (por limitação do

equipamento), e como tal, os resultados não foram reprodutíveis. As ligações obtidas por dupla

penetração (double pass) detém resistência mecânica mais elevada. Houve transição de fase na

zona de fusão, duma estrutura equiaxial para lamelar, estando de acordo com o expectável em

ligações processadas por EBW. Comparativamente aos materiais de base, estas ligações

apresentaram: 99 % da tensão de cedência, 97,2 % da tensão de rutura, 79,4 % da ductilidade. O

perfil de dureza é relativamente uniforme, sendo que esta é superior na ZAT e na solda (372 e

369 HV, respetivamente), comparativamente à liga Ti6Al4V (335 HV). Os valores de resistência

mecânica obtidos foram superiores àqueles impostos pelos requisitos obrigatórios (standard) para

as referidas garrafas de gás. No entanto, permanecem algumas imperfeições características do

processo, que devem ser corrigidas por otimização dos parâmetros de processamento, ou por

operações de maquinagem.

Barreda J.L. et al [38] processaram ligações Ti6Al4V/Ti6Al4V via soldagem a plasma

(PAW, 275 mA, 39,5 kV, 140 mm.min-1), e via soldagem por feixe eletrónico (EBW, 55-63 mA,

140 kV, 1000 mm.min-1). As ligações produzidas por plasma (PAW) apresentam tenacidade à

fratura mais elevada, e esta aumenta do material de base para a solda; este comportamento

Referência Processo Variáveis do processamento

R (MPa) U (kV) I (mA) P (kW) V (mm/s)

[37] EBW 140 65 - 21,16 963-964

[38]

PAW 39,5 275 - 2,3

- EBW 55 - 63 140 - 16,67

[39]

TIG 10 125x103 0,73 893

LBW - 3.5 50 959

EBW 50 50 10,83 960

26

resultou da formação duma estrutura lamelar na zona de fusão. As ligações obtidas por EBW tem

tenacidade à fratura inferior pois na solda existe martensite α incorporada na matriz lamelar; este

constituinte é originado por elevadas taxas de arrefecimento, a partir de temperaturas superiores

a 900°C. A estrutura martensítica e tem uma resposta mecânica inferior em termos de fadiga e

tenacidade à fratura, comparativamente a outros constituintes que se podem formar em equilíbrio.

Numa tentativa de evitar a formação deste constituinte, os autores processaram ligações

novamente, por EBW (50 mA, 60 kV, 600 mm.min- 1), utilizando como material de adição Ti6Al4V

(fio 1,2 mm), Cp Ti de grau 1 (folha 1 mm) e Cp Ti de grau 3 (fio -1 mm). O material de adição em

formato folha facilitou as operações de soldadura; a estrutura que se formou era acicular na zona

de fusão e martensítica na ZAT. Dum ponto de vista global, a inserção duma folha revelou-se

benigna: reduziu da distorção na interface e simultaneamente induziu o desenvolvimento duma

estrutura acicular na zona de fusão. Esta morfologia é considerada vantajosa em ligações

processadas por EBW e PAW, que envolvam a liga Ti6Al4V.

Balasubramanian T.S. et al [39] processaram ligações Ti6Al4V/Ti6Al4V por TIG (com fio

3 mm), soldagem a laser (LBW) e via soldagem por feixe eletrónico (EBW), de forma a avaliar o

potencial de cada técnica. As ligações obtidas por TIG apresentam zona de fusão mais extensa; a

zona central é constituída por grãos de αTi, e na ZAT desenvolveu-se uma estrutura lamelar (do

tipo Widmanstätten). As ligações obtidas por LBW apresentam a zona de ligação mais delgada

assim como o grão mais fino; na zona de fusão formou-se αTi de morfologia acicular, e na ZAT,

uma estrutura martensítica. Nas ligações processadas por EBW, a zona de fusão é constituída por

αTi lamelar, e αTi de morfologia acicular; na ZAT desenvolveu-se uma estrutura martensítica. Estas

diferenças na microestrutura estão essencialmente relacionadas com as diferenças nas

velocidades de aquecimento e arrefecimento, inerentes a cada processo. A resistência mais

elevada à tração foi apresentada pelas ligações processadas por EBW (960 MPa), seguindo-se as

juntas processadas por LBW (959 MPa) e por TIG (893 MPa); Independentemente do processo, a

fratura ocorreu na solda, e a dureza aumenta do material de base para a zona de fusão. Este

comportamento similar, está diretamente relacionado com as microestruturas relativamente

semelhantes que se desenvolveram na zona de ligação, e representa uma eficiência superior a

90% em comparação à resistência do material de base (969 MPa).

O processamento de ligações por soldadura envolvendo a liga Ti6Al4V, é bastante

complexo comparativamente às técnicas de ligação apresentadas anteriormente. Em todos os

casos os casos analisados neste capítulo, foi necessário otimizar criteriosamente os parâmetros

27

de processamento em cada técnica (EBW, LBW, PAW, TIG), para que fossem obtidas ligações

isentas de defeitos, e de características reprodutíveis. A formação de estruturas lamelares ou

aciculares na zona de ligação parece trazer vantagens em termos da resistência à tração destas

ligações.

28

2.3 Desenvolvimento de novas ligas de brasagem

Em teoria, qualquer processo que permita o fabrico duma liga metálica de composição

química controlada, tem viabilidade para a produção de ligas de brasagem. Existem vários

exemplos onde os materiais de adição são obtidos por cladding e laminagem de folhas de

diferentes elementos, por deposição de vários revestimentos consecutivos e até por técnicas de

metalurgia dos pós [40–43]. No caso das ligas de brasagem com estrutura multifolha, a formação

do líquido depende fortemente da interdifusão no estado sólido, que ocorre por aumento da

temperatura [11]. Em termos práticos, com este tipo de metodologia, a ligação poderá ocorrer em

virtude de mecanismos associados aos diferentes processos de ligação de índole química

(brasagem, de brasagem por difusão, ou até de ligação por difusão no estado sólido). No presente

trabalho houve necessidade produzir uma nova liga de brasagem, projetada com estrutura do tipo

multicamada, de composição química especifica, tendo como ponto de partida uma folha de Ti,

sobre a qual foram depositadas camadas Ag/Cu. De seguida, serão apresentadas as técnicas de

deposição relevantes para o presente estudo.

2.3.1 Eletrodeposição A eletrodeposição é um processo considerado bastante simples, que permite depositar

metais ou ligas metálicas numa superfície condutoras [44,45]. Os revestimentos podem ser

depositados com o objetivo de conferir proteção, ou funcionalizar substratos para determinadas

aplicações [44,45]. Relativamente aos processos de deposição realizados em vazio, a

eletrodeposição é um processo económico e que permite boas taxas de crescimento do filme, o

que se considera viável para aplicação industrial [44]. No entanto, é importante ter em

consideração que nas técnicas de deposição eletrolítica, as propriedades e estrutura dos

revestimentos depositados depende dum controlo apertado dos vários parâmetros inerentes ao

processo [44,45].

O principio de funcionamento da eletrodeposição tem por base as reações anódica e

catódica, que que ocorrem quando um metal é imerso num banho eletrolítico, sendo estas

alimentadas por uma diferença de potencial. O sistema de deposição é constituído por 2 elétrodos:

o ânodo composto no material a revestir; e o cátodo ou superfície que se pretende revestir (que

deve ser condutora). Estes componentes são submersos num banho eletrolítico (habitualmente

constituído por sais do material a depositar, numa solução alcalina), e é aplicada uma diferença

de potencial entre eles. Com o estabelecimento duma corrente elétrica o material do ânodo é

29

dissolvido pelas referidas reações, o que mantém a concentração de catiões no banho estável. Por

sua vez, estes migram até ao cátodo, onde vão formar o filme [41].

Neste processo de deposição existem diversos parâmetros a controlar: temperatura do

banho, diferença de potencial, estado inicial do substrato, tempo de deposição, velocidade de

agitação [44,46,47]. Em teoria, pode até ser estabelecida uma relação entre estes, no entanto, a

diferença de potencial e o tempo de deposição são os parâmetros que mais influenciam a

espessura e uniformidade do filme depositado [44,47].

Figura 6 - Representação esquemática do processo de eletrodeposição [41]

2.3.2 PVD A evolução das técnicas de deposição física de vapor, designadamente pulverização

catódica por magnetrão, possibilitou nas últimas décadas, a deposição de revestimentos

funcionais com propriedades singulares: resistência ao desgaste e à corrosão; baixo coeficiente de

atrito; com propriedades elétricas e óticas especificas, ou somente para efeitos decorativos [48].

Os filmes depositados por sputtering magnetrão apresentam habitualmente qualidade e

uniformidade superior àqueles depositados por outras técnicas de deposição física em vapor [48].

Nas técnicas de pulverização catódica, uma superfície sólida (alvo, figura 7 T) é

bombardeada com iões de um gás nobre. Desta interação há ejeção de átomos dessa superfície,

que vão condensar num substrato (figura 7 A), formando um revestimento [48,49]. Na câmara de

deposição (figura 7 C), devem existir 2 elétrodos paralelos entre si: o alvo (ou cátodo, figura 7 T)

e o substrato (ou ânodo). É aplicada uma diferença de potencial entre estes (figura 7 D), gerando-

se um campo elétrico (figura 7 E) e, simultaneamente, um plasma (figura 7 P) [48]. A formação

de um plasma, aumenta a taxa de pulverização do alvo, e, consequentemente, a taxa de deposição

[48,49]

30

Aquando da colisão dos iões do gás nobre com o alvo, para além da ejeção de átomos,

há também libertação de eletrões secundários; estes eletrões estão situados junto à superfície do

alvo, e podem contribuir para a manutenção do plasma, ao colidirem com os iões do gás nobre

[48,49]. Os ímanes (figura 7 I), geram um campo magnético (figura 7 B) de formato semicircular,

perpendicular ao alvo; juntamente com o magnetrão, este campo confina o movimento dos

eletrões a uma trajetória helicoidal, e a erosão na superfície do alvo toma a forma de uma

circunferência fechada [48,49].

Figura 7 - Representação esquemática do processo de sputtering por magnetrão (plano) [49]

31

3 PROCEDIMENTO EXPERIMENTAL

Neste trabalho foram processadas ligações Ti6Al4V/Ti6Al4V por brasagem, recorrendo a

3 ligas de brasagem comerciais distintas, designadas de Cusil, Ticuni, Tini67.

Adicionalmente, foi desenvolvido um novo material de adição, que teve por base uma folha

de Ti, sobre a qual foram depositadas camadas Ag/Cu de espessura controlada, ao qual se optou

por designar liga Ag-Cu/Ti/Ag-Cu.

Numa primeira abordagem, os revestimentos foram efetuados por eletrodeposição.

Realizou-se um estudo dos parâmetros de deposição passiveis de produzir camadas depositadas

com as espessuras pretendidas. Refira-se desde já que, em resultado de limitações no

equipamento utilizado, não foi possível produzir revestimentos com as espessuras pretendidas.

Em alternativa, de forma a depositar os filmes desejados, recorreu-se à técnica de pulverização

catódica.

A caracterização química e microestrutural das interfaces resultantes foi efetuada com

recurso à microscopia eletrónica de varrimento (MEV) e à espectroscopia de dispersão de energias

(EDS). A caracterização mecânica das interfaces foi efetuada mediante a realização de ensaios de

dureza.

Na figura 8 encontra-se representado o fluxograma representativo do procedimento

experimental adotado nesta investigação.

32

Figura 8 - Fluxograma representativo do procedimento experimental adotado neste trabalho.

3.1 Materiais

A liga Ti6Al4V (Goodfellow), material de base utilizado neste estudo, inicialmente sob a

forma de varão de 12 mm de diâmetro, foi cortado em amostras de 5 mm de espessura, por CNC,

no departamento de engenharia mecânica da Universidade do Minho. A microestrutura da liga

Ti6Al4V utilizada neste estudo é equiaxial, consistindo em grãos αTi (mais escuro), com o βTi

(mais claro), disperso nas fronteiras, como pode ser observado na figura 9.

33

Figura 9 - Imagem de MEV da microestrutura equiaxial da liga Ti6Al4V utilizada neste estudo.

A composição química das ligas de brasagem comerciais testadas, assim como as

respetivas temperaturas de sólidus e liquidus, encontram-se indicadas na tabela 11.

A liga comercialmente designada de Cusil (78Ag-28Cu, % ponderal), foi utilizada em forma

de folha com 100 µm de espessura (figura 10 a)).

A liga Ticuni (Ti-15Cu-15Ni, % ponderal) é obtida por cladding e laminagem e tem 90 µm

de espessura. É composta por uma folha de uma solução sólida de cobre e níquel (com 16 µm)

situada entre duas folhas de titânio (com 37 µm) (figura 10 b)) [11].

De forma semelhante, a liga Tini67 (Ti-33Ni, % ponderal), também é obtida por cladding

e laminagem e tem 50 µm de espessura. Esta liga de brasagem consiste numa folha de níquel

com 12 µm de espessura disposta entre duas folhas de titânio com 19 µm (figura 10 c)) [11] .

A folha de Ti utilizada como substrato na produção da liga multicamada Ag-Cu/Ti/Ag-Cu,

tem 126 µm de espessura, e apresentava um grau de pureza de aproximadamente 99,6%.

Figura 10 - Microestrutura das ligas de brasagem comerciais utilizadas: a) Cusil; b) Ticuni; c) Tini67 [11]

34

Tabela 11 - Composição química, temperaturas de solidus e de liquidus das ligas de brasagem comerciais utilizadas neste estudo.

Designação Composição química Temperatura

% Atómica % Ponderal Solidus Liquidus

Cusil 60,8Ag-39,2Cu 72Ag-28Cu 780 780 Ticuni 74,8Ti-12,1Cu-13,1Ni 70Ti-15Cu-15Ni 910 960 Tini67 71,3Ti-28,7Ni 67Ti-33Ni 942 980

3.2 Técnicas experimentais

3.2.1 Preparação da liga Ti6Al4V e das ligas Cusil, Ticuni, Tini67 Após o corte por CNC a superfície das amostras de Ti6Al4V foi desbastada

sequencialmente até 1200 mesh, com lixas de carboneto de silício. Por fim, as amostras foram

desengorduradas em acetona por ultrassons durante 5 minutos.

As ligas Cusil, Ticuni e Tini67 foram cortadas em discos com 12 mm de diâmetro. Estas

amostras foram também desengorduradas em acetona por ultrassons durante 5 minutos.

3.2.2 Liga de brasagem Ag-Cu/Ti/Ag-Cu Dos resultados obtidos com o processamento de ligações recorrendo a ligas de brasagem

convencionais, surgiu a necessidade de desenvolver um material de adição que permita efetuar

as ligações a temperatura relativamente baixa, e que simultaneamente não induza a formação de

soluções sólidas de prata na zona de ligação. Para tal efeito, projetou-se uma liga de brasagem

que teve por base uma folha de titânio com 126 µm de espessura, sobre a qual foram depositadas

camadas de prata e cobre, gerando a liga do tipo multicamada: Ag-Cu/Ti/Ag-Cu. Pretendeu-se que

o sistema multicamada desenvolvido apresentasse as seguidas especificações:

Composição química global das camadas Ag/Cu muito próxima do eutéctico deste

sistema (72Ag-28Cu), para que se forme um líquido a temperatura relativamente baixa

(780 °C);

Teor em Ag e Cu que não exceda o limite de solubilidade no Ti à temperatura de brasagem,

de forma a evitar a formação de regiões ricas em Ag na interface resultante.

Da secção isotérmica do diagrama de equilíbrio Ag-Cu-Ti a 900°C (figura 11), sabe-se que

a esta temperatura, o Ti pode dissolver até um máximo de aproximadamente 10% de Cu ou Ag

em simultâneo. Sendo conhecida a espessura (e) da folha de Ti, assim como a composição

35

química global do sistema pretendido (em % ponderal), considerando uma área unitária, as

espessuras de Ag e Cu a depositar foram calculadas através das equações 1 e 2 (ver tabela 12).

𝑚𝑡𝑜𝑡𝑎𝑙 = 𝑒𝑇𝑖 ∗𝜌𝑇𝑖

% 𝑝𝑜𝑛𝑑𝑒𝑟𝑎𝑙𝑇𝑖 𝑒𝑞𝑢𝑎çã𝑜 1

𝑒𝐴𝑔,𝐶𝑢 = % 𝑝𝑜𝑛𝑑𝑒𝑟𝑎𝑙𝐴𝑔,𝐶𝑢 ∗

𝑚𝑡𝑜𝑡𝑎𝑙

𝜌𝐴𝑔,𝐶𝑢

2 𝑒𝑞𝑢𝑎çã𝑜 2

Figura 11 - Secção isotérmica do diagrama ternário Ag-Cu-Ti a 900°C [50] .

Tabela 12 - Espessura individual e global das diferentes camadas que deverão compor a liga de brasagem.

Ti Ag Cu Cu/Ag/Ti/Ag/Cu % Atómica 90 6 4 100

% Ponderal 82,8 12,4 4,8 100 Espessura (µm) 125,25 4,04 1,84 138,01

Numa primeira fase os filmes foram depositados por eletrodeposição. Muito devido a

problemas de funcionamento do equipamento, não foi possível controlar a espessura e morfologia

dos filmes da forma pretendida. Por conseguinte, esta via de processamento viria a ser

abandonada, e numa segunda abordagem, recorreu-se à deposição física em fase vapor (PVD).

36

3.2.2.1 Eletrodeposição

O equipamento utilizado para efetuar eletrodeposição encontra-se no Laboratório

Interdisciplinar de Materiais Funcionais, situado no edifício 4 do Campus de Azurém da

universidade do Minho. Em toda a extensão desta investigação, foi realizado um estudo dos

parâmetros de deposição conducentes às espessuras de Ag e Cu pretendidas para a liga de

brasagem em desenvolvimento. Este estudo consistiu numa análise sistemática em que, após o

revestimento da folha de Ti, para diversos tempos de deposição, as amostras foram montadas a

frio em resina epóxi, e preparadas adequadamente (por desbaste e polimento) para serem

analisadas por MEV.

De forma a ser possível submergir o substrato (folha de Ti) no banho eletrolítico construiu-

se um suporte metálico em arame de aço, cuja condutividade elétrica é muito semelhante à do Ti

(1.45×106 S.m-1 e 2.38×106 S.m-1, respetivamente) [51]. Se o material do suporte apresentar

condutividade mais elevada que o substrato, haverá certamente uma maior quantidade de material

depositada neste componente do circuito, o que é problemático [41]. Como eletrólitos foram

utilizados banhos de prata e de cobre (Maferm, Lda).

Como referido anteriormente, embora existam diversos parâmetros que influenciam a

qualidade dos revestimentos, a diferença de potencial e o tempo de deposição são os parâmetros

que mais condicionam a espessura e uniformidade dos filmes obtidos por eletrodeposição. Na

tabela 13 apresentam-se todas as variáveis definidas para a deposição de filmes neste trabalho. A

voltagem aplicada ao sistema foi definida tendo por base um outro trabalho realizado previamente,

no mesmo equipamento [41]. Todas as deposições foram efetuadas sem recurso a agitação, visto

que, por insuficiência do equipamento, não foi possível fixar agitador magnético no local adequado.

Os tempos de deposição de Ag e Cu variaram entre 5 e 60 segundos e entre 5 e 150 segundos

respetivamente. A deposição dos filmes de Ag decorreu em 5 etapas:

Etching: limpeza do substrato num desengordurante eletrolítico, com uma

diferença de potencial aplicada de 4,5V, durante 2 minutos;

Limpeza: lavagem do substrato em água corrente;

Ativação da superfície: mergulhar o substrato numa solução aquosa com uma

concentração de 10 % HCL, durante aproximadamente 2 segundos.

Limpeza: mergulhar o substrato em água destilada

Deposição: mergulhar o substrato no banho eletrolítico durante um determinado

intervalo de tempo;

37

Secagem ao ar.

Após a secagem das amostras, o filme de cobre pôde ser depositado, sem ser necessário recorrer

às 5 primeiras etapas descritas anteriormente.

Tabela 13 - Parâmetros utilizados no revestimento da folha de Ti com filmes Ag/Cu por eletrodeposição.

Temperatura (°C) Diferença de potêncial (V)

Corrente (A) Tempo (s)

Prata 40 0,9 - 1,2 0,9 – 1,2 5 - 60 Cobre 45 0,9 0,7 - 1 5 - 150

3.2.2.2 PVD

O equipamento de deposição física em fase gasosa utilizado neste estudo encontra-se no

Departamento de Física, localizado na Escola de Ciências do Campus de Azurém da Universidade

do Minho. A folha de Ti foi cortada em amostras de formato retangular, com aproximadamente

50 mm x 30 mm. Efetuou-se um leve desbaste com uma lixa de 800 mesh, de forma a aumentar

a rugosidade superficial (e promover a adesão do primeiro filme a ser depositado), que também

remove peliculas de óxido que eventualmente existam nesta superfície. Antes de serem inseridos

na câmara de deposição, os substratos foram desengordurados em acetona por ultrassons durante

5 minutos. Como alvos, foram utilizados discos de Ag e Cu comercialmente puros, com 5 e 3 mm

de espessura, respetivamente.

A fixação da folha de titânio ao porta substratos é feita com recurso a uma fita adesiva de

baixo coeficiente de desgaseificação, estável numa larga gama de temperaturas, comercialmente

designada de Kapton. Antes da deposição, efetuou-se, um dry etching por bombardeamento com

átomos de Ar durante 5 minutos (fluxo de 60 cm3.min-1). Esta etapa é de elevada importância, pois

visa criar pontos de contacto no substrato (promovendo a adesão do filme depositado), e

simultaneamente, remove qualquer matéria residual que possa ter permanecido na superfície

após o desengorduramento por ultrassons, em acetona.

Foi efetuada uma sessão de deposição, da qual se obteve uma nova liga de brasagem. Na

tabela 14 apresentam-se os respetivos parâmetros aplicados e as espessuras obtidas; as tensões

aplicadas ao porta substratos (TS) e ao alvo (TA), tomam valores fixos na deposição de Ag ou Cu;

de forma a gerar o plasma introduziu-se na câmara um fluxo de Ar+ de 50 cm3.min-1. O tempo

indicado refere-se a uma única deposição, efetuada de um dos lados da folha de Ti, tendo-se

repetido o processo para a superfície oposta.

38

Tabela 14 - Parâmetros utilizados deposição de filmes por pulverização catódica (pressão (P), corrente (I), tensão no alvo (TA), tensão no substrato (TS) e tempo (t)).

P (mbar) I (A) TA (V) TS (V) t (min)

Prata 4,6x10-3

1 50 333 - 372

20 Cobre 0,4 25

3.2.3 Processamento das ligações O processamento de ligações por brasagem foi efetuado com recurso a um forno de vazio

de câmara tubular, cujo aquecimento é suportado por resistências elétricas; este equipamento

também se encontra no Laboratório de Materiais Funcionais. As duas bombas acopladas ao forno

(uma rotativa e outra turbo molecular), proporcionam um nível de vazio melhor que 10-5 mbar

dentro da câmara, no decorrer do ciclo térmico de brasagem. A temperatura de estágio (TBRASAGEM),

foi alterada adequadamente em função da liga de brasagem utilizada em cada ensaio.

De forma a processar as ligações recorreu-se a um suporte de aço inoxidável. Antes da

montagem de cada sistema, todas as amostras foram mergulhadas em acetona e

desengorduradas por ultrassons durante 5 minutos. Na figura 12 pode observar-se o sistema de

brasagem, o ciclo térmico, assim como as temperaturas de brasagem dos ensaios realizados. O

aquecimento foi programado para 5°C/min; o arrefecimento deu-se no interior da câmara a uma

velocidade muito baixa, inferior a 5 C/min. A folha de tântalo tem por objetivo impedir reações

entre o material de base e o aço inoxidável que constitui o suporte. O parafuso central exerce

pressão nos materiais presentes assegurando um contacto íntimo entre estes, permitindo também

o manuseamento do sistema de brasagem, até que este esteja inserido no forno tubular.

39

Figura 12 - Representação esquemática do sistema utilizado no processamento de ligações, ciclo térmico típico, ligas de brasagem, espessura (E) e temperaturas de processamento (Tbrasagem) utilizadas.

3.2.2 Caracterização química e microestrutural A fim de se realizar a análise química e microestrutural foi necessário montar as amostras

a frio, em resina epóxi. As amostras foram então desbastadas com uma lixa de 180 mesh, até

que fosse atingida a secção transversal (zona central das ligações). Quando atingida esta zona, o

desbaste prossegue sequencialmente até à lixa de 2400 mesh. A partir daí procedeu-se a um

polimento, recorrendo a várias soluções de diamante e uma outra de sílica coloidal, em panos

apropriados, na sequência indicada na tabela 15.

Tabela 15 - Etapas de preparação das superfícies para análise química e microestrutural.

Etapa Abrasivo Granulometria Lubrificante Pano Desbaste Carboneto silício 2400 mesh H2O -

Polimento Diamante 6 µm H2O DP-Pan* Diamante 1 µm H2O DP-Pan*

Sílica coloidal 0,5 µm - OP-Chem* *Struers

As análises MEV/EDS foram realizadas no Laboratório de Serviços de Caracterização de

Materiais (SEMAT/UM), localizado no Departamento de Física da Universidade do Minho, num

equipamento NanoSEM - FEI Nova 200 (FEG/SEM), ao qual se encontra acoplado um sistema de

microanálise EDAX - Pegasus X4M (EDS/EBSD). Da análise MEV obteve-se informação sobre a

morfologia (tamanho e forma) e distribuição dos produtos de reação formados nas diversas

40

interfaces estudadas. Da análise EDS, retirou-se informação sobre a composição química das

zonas analisadas, em termos semi-quantitativos.

3.2.2 Caracterização mecânica A caracterização mecânica foi realizada mediante ensaios de dureza, num equipamento

Emcotest - Durascan localizado no Laboratório de Superfícies Funcionais do Departamento de

Engenharia Mecânica da Universidade do Minho. Os ensaios foram efetuados na interface e no

material de base. Nas ligações processadas com as ligas de brasagem convencionais foi utilizada

uma carga de 500 g (HV 0,5); nas interfaces obtidas com a liga Ag-Cu/Ti/Ag-Cu, utilizou-se uma

carga de 100 g (HV 0,1). Por questões comparativas, a interface obtida com a liga Cusil foi também

posteriormente caracterizada mecanicamente, com uma carga de 100 g. A análise MEV/EDS

permitiu associar as indentações às diferentes regiões da interface.

41

4 RESULTADOS E DISCUSSÃO

Neste capítulo são apresentados todos os resultados obtidos do processamento de

ligações Ti6Al4V/Ti6Al4V, utilizando várias ligas de brasagem. As imagens de MEV representam a

secção transversal das ligações, perpendicularmente à interface, onde estão identificadas por

letras, as várias camadas de reação detetadas. Os constituintes que compõem estas camadas

estão diferenciados por números e cores, e as suas composições químicas encontram-se indicadas

em várias tabelas, associadas aos diferentes sistemas processados. A natureza dos constituintes

formados nas diferentes interfaces, foi proposta combinando a informação obtida da análise

química (EDS), das imagens obtidas por MEV e dos diagramas de equilíbrio associados às zonas

analisadas. Ao localizar-se as diferentes regiões nos diagramas ou nas secções isotérmicas, as

composições químicas das respetivas zonas foram normalizadas para os 3 elementos presentes

em maior % atómica.

4.1 Ligações processadas com ligas de brasagem comerciais

Neste subcapítulo serão apresentados e discutidos os resultados obtidos do

processamento de ligações Ti6Al4V/Ti6Al4V, recorrendo às ligas de brasagem comerciais Cusil,

Ticuni e Tini67.

4.1.1 Sistema Ti6Al4V/Cusil/Ti6Al4V

4.1.1.1 Caracterização química e microestrutural

A interface resultante do processamento de ligações Ti6Al4V/Ti6Al4V recorrendo à liga

Cusil (72Ag-28Cu) a 820 °C, é constituída por 4 camadas distintas, designadas de A, B, C e D

(figura 13). Não foi detetada porosidade, fissuras ou zonas com falta de ligação na interface. As

composições químicas das diferentes regiões que compõem a interface encontram-se indicadas

na tabela 16. Na figura 14 apresenta-se um mapa de distribuição elementar da zona de ligação,

onde se observa que: a Ag está essencialmente localizada no centro da interface (camada A); o Ti

e o Cu estão essencialmente dispersos nas camadas de reação B e C; o Al está essencialmente

localizado na camada de difusão D e nas partículas grosseiras, que se encontram dispersas na

camada A.

42

Figura 13 - Imagens de MEV da microestrutura da interface resultante do processamento de ligações recorrendo à liga Cusil a 820 °C (camadas de reação identificadas de A a D e constituintes individuais identificados de 1 a 7): a) perspetiva global da interface; b) ampliação na zona central da interface (1500 x); c) ampliação junto ao material de base (5000 x); d) ampliação das camadas de reação (20000 x); e) ampliação junto ao material de base (10000 x);

f) ampliação da camada de difusão (20000 x).

43

Tabela 16 - Composição química (% atómica) e possível constituição das zonas analisadas (indicadas na figura 13), na interface resultante do processamento de ligações com a liga Cusil a 820 °C.

Ag Al Cu Ti V Fase Camada

1• 1,8 9.2 64,4 24,6 0 AlCu2Ti A

2• 86,3 1,8 9,4 1,9 0,5 (Ag)

3• 1,2 5,1 31,7 61,3 0,7 Ti2Cu B

4• 3,1 1,7 46,1 48,9 0,4 TiCu C

5• 1,0 13,0 7,2 67,2 11,6 (Ti)

D 6• 0,6 22,1 3,3 69,8 4,2 Ti3Al

7• 1,0 10,9 12,9 68,8 6,5 (Ti)

A camada A tem aproximadamente 125 µm e localiza-se na zona central da interface

(figura 13 a) e b)). Esta zona é essencialmente composta por uma matriz (Ag) (zona 2•, figura

15), onde se encontram dispersas partículas de um composto intermetálico, ricas em Ti, Cu e Al

(1•). Recorrendo à secção isotérmica do diagrama de equilíbrio Al-Cu-Ti a 500 °C (figura 16),

presume-se que a região 1• consista em AlCu2Ti, que deverá ter precipitado após atingido o limite

de solubilidade em Ti, Cu e Al na matriz (Ag). A solução sólida de prata (2•) resulta da solidificação

da liga de brasagem, que deixou de ter composição eutéctica, devido à interdifusão entre o material

de base, e o líquido formado pela liga de brasagem.

Junto à liga Ti6Al4V formou-se, ao longo de toda a interface, uma camada de reação cuja

espessura varia aproximadamente entre 5,5 e 7,5 µm (figura 13 c) e d)), sendo composta por

duas camadas distintas, designadas de B e C. A camada mais espessa, B, tem entre 5 e 6 µm.

Associando a composição química da zona 4• com a informação obtida da secção isotérmica do

diagrama Ag-Cu-Ti a 700 °C (figura 17), estima-se que a camada B seja essencialmente composta

por TiCu. A camada C consiste numa bainha muito fina e contínua, com espessura compreendida

entre 0,5 e 2 µm, que se formou junto à camada de difusão D, sendo composta por um

constituinte identificado como 5•. Conjugando composição química desta região com a

informação obtida da secção isotérmica do diagrama Ag-Cu-Ti a 700 °C, é muito provável que a

camada C seja essencialmente constituída por Ti2Cu. Os diagramas Al-Cu-Ti e/ou Ag-Cu-Ti, não

excluem a possibilidade dos constituintes TiCu e Ti2Cu coexistirem à temperatura ambiente.

44

Figura 14 - Imagens de MEV no modo de eletrões retro difundidos, da distribuição elementar na interface resultante do processamento com a liga Cusil a 820 °C: a) imagem composta da zona de ligação; b) prata; c) alumínio; d) cobre; e) titânio; f) vanádio.

45

Figura 15 - Diagrama de equilíbrio Ag-Cu, onde está assinalada a zona 2, analisada por EDS [52].

Figura 16 - Secção isotérmica do diagrama de equilíbrio Al-Cu-Ti a 500 °C, em % atómica, onde estão assinaladas as zonas 1 e 3, analisadas por EDS [50].

46

Figura 17 - Secção isotérmica do diagrama de equilíbrio Ag-Cu-Ti a 700 °C, em % atómica, onde está assinalada a zona 4, analisada por EDS [50].

A camada D tem aproximadamente 10 µm de espessura e apresenta microestrutura e

composição química global semelhantes às do material de base (figura 13 e) e f)). A extensão da

camada D, tal como a extensão de todas as camadas de difusão identificadas nos sistemas

estudados, provém duma análise química sistemática, realizada em diversas zonas na

proximidade do material de base, até que não fossem encontrados elementos da liga de brasagem.

Na camada D, as zonas 5• e 7• são essencialmente constituídas por Ti, Al, V e Cu. Seria

expectável que a distribuição de elementos estabilizadores da fase α e β, possibilitasse a

diferenciação do αTi e do βTi entre estes constituintes. No entanto, a camada D é composta por

uma mistura de várias fases com tamanho reduzido; devido ao volume de interação associado à

análise EDS, na análise química das zonas 5• e 7• deve estar associada a interação das regiões

envolventes. Desta forma, apenas se pode concluir que estas zonas são essencialmente

compostas por (Ti). A zona mais escura, 6•, é essencialmente constituída por Ti e Al. Associando

a informação obtida do diagrama de equilíbrio Ti-Al (figura 18), propõe-se que a zona 6• deve ser

constituída por Ti3Al. Em suma, a partir da liga Ti6Al4V, as camadas diferenciadas apresentam a

seguinte sequência: (Ti) + Ti3Al / Ti2Cu / TiCu/ (Ag) + AlCu2Ti.

47

Figura 18 - Diagrama de equilíbrio Ti-Al, onde está assinalada a zona 6, analisada por EDS. [53].

Andrieux J. et al [40] estudaram em detalhe as reações que ocorrem entre o Ti e o

eutéctico Ag-Cu a 790 °C, e explicam que, logo após a formação do líquido, o Ti começa a ser

dissolvido e o Cu difunde da liga de brasagem para o substrato. Rapidamente se forma uma

camada de reação composta por intermetálicos Ti-Cu, que isola o material de base do líquido e

atinge espessura constante; a formação de novos compostos poderá surgir por fenómenos de

difusão no estado sólido entre as camadas já existentes. O Ti das camadas de reação em contacto

com o líquido, é dissolvido até que este sature. Por outro lado, o Cu continua a difundir na direção

do material de base. Estes mecanismos são a razão pela qual a espessura da camada de reação

se mantém constante, mesmo para tempos de estágio mais longos. Visto que o Ti dissolve muito

pouca Ag à temperatura de brasagem, a zona de central deste tipo de ligações é habitualmente

composta por uma solução sólida de prata.

Está reportado que a presença duma solução sólida de prata limita a temperatura máxima

de serviço destas ligações a sensivelmente 300°C; acima desta temperatura há decréscimo

drástico de resistência mecânica, nomeadamente da resistência ao corte [10,54]. Por

conseguinte, componentes em Ti6Al4V cuja elaboração requeira o processamento de ligações com

48

recurso a ligas de brasagem deste tipo, não podem operar à temperatura máxima de serviço do

material de base (cerca de 400/450°C).

49

4.1.1.2 Caracterização mecânica

Na figura 19 apresenta-se a dureza das diversas regiões que compõe a zona de ligação,

resultante do processamento com a liga Cusil a 820 °C.

Figura 19 - Dureza das diversas regiões que compõe a interface resultante do processamento com a liga Cusil, a 820 °C.

A dureza da liga Ti6Al4V após o processamento (294 ± 6 HV), não variou de forma

significativa comparativamente à sua dureza inicial (297 ± 4 HV). Este facto está de acordo com

o expectável, visto que nem a microestrutura nem a composição química do material de base,

sofreram alterações significativas em resultado do processamento das ligações.

As indentações efetuadas na interface, junto ao material de base, englobam,

simultaneamente, as camadas B, C e D. Aqui, a dureza atinge o máximo observado em toda a

interface (344 ± 12 HV), estando estes valores certamente relacionados com a presença dos

compostos Ti-Cu na camada de reação. Na pesquisa bibliográfica, dos vários autores que

processaram ligações envolvendo a liga Ti6Al4V recorrendo ao eutéctico Ag-Cu, todos reportaram

a formação de diferentes camadas intermetálicas, ricas em Ti e Cu [4,15,16]. Neste sistema, estas

camadas são responsáveis pelo estabelecimento da ligação e a sua espessura global atinge um

valor constante para a mesma temperatura de processamento [4,15,16]. No entanto, os

compostos intermetálicos Ti-Cu são de cariz relativamente frágil, e um crescimento excessivo

destas camadas é desfavorável para a resistência ao corte destas ligações. Este crescimento

excessivo é especialmente observado para temperaturas de brasagem superiores a 850°C

[4,15,16].

50

A camada A exibe o valor de dureza mais baixo de toda a interface (116 ± 11 HV), que

está associado à matriz (Ag) no centro da interface. Y.C. Du et al [15] e Liaw et al [4] processaram

ligações Ti6Al4V/Ti6Al4V recorrendo ao eutéctico Ag-Cu em forno de infravermelhos. Nestes

estudos a resistência mais elevada ao corte, foi obtida para temperaturas onde as alterações à

morfologia e composição química da liga de brasagem, foram extremamente reduzidas. A fratura

não ocorreu nas camadas de reação, mas sim ao longo zona central (liga de brasagem

solidificada), de composição e morfologia ainda muito próximas das do eutéctico Ag-Cu. É certo

que o processamento de ligações por infravermelhos é vantajoso neste sentido, ao limitar

consideravelmente a adulteração dos materiais envolvidos. No entanto, a brasagem efetuada em

fornos de resistências elétricas em vazio (equipamento utilizado neste estudo), é o processo mais

comum e nas ligações processadas por esta técnica, a fratura ocorre invariavelmente nas camadas

de reação compostas por intermetálicos Ti-Cu.

51

4.1.2 Sistema Ti6Al4V/Ticuni/Ti6Al4V

4.1.2.1 Caracterização química e microestrutural

Na figura 20 apresenta-se a microestrutura da interface resultante do processamento de

ligações Ti6Al4V/Ti6Al4V, recorrendo à liga Ticuni (Ti-15Cu-15Ni) a 1000 °C. A zona de ligação

apresenta elevada homogeneidade, estando isenta de poros, fissuras, ou de zonas com falta de

ligação. As composições químicas dos diferentes constituintes identificados encontra-se exposta

na tabela 17.

Figura 20 - Imagens de MEV da microestrutura da interface resultante do processamento de ligações recorrendo à liga Ticuni a 1000 °C (camada de reação identificada como A e constituintes individuais identificados de 1 a 2): a)

perspetiva global da interface; b) ampliação da camada de difusão (700 x); c) ampliação da camada de difusão (2500 x); d) ampliação da camada de difusão (10000 x).

Tabela 17 - Composição química (em % atómica) e possível constituição das zonas analisadas (indicadas na figura 20), na interface resultante do processamento de ligações com a liga Ticuni, a 1000 °C

Al Cu Ni Ti V Fase Camada

1• 9,1 1,3 0,7 88,8 αTi A

2• 4,8 9,5 6,7 77,7 1,3 Ti2(Cu,Ni)

52

A temperatura de estágio utilizada no processamento destas ligações, provocou severas

alterações na microestrutura do material de base. A liga Ti6Al4V deixou de apresentar morfologia

equiaxial e passou a exibir uma estrutura lamelar, do tipo “Widmanstätten”, tendo-se constatado

também um aumento considerável do tamanho de grão. A estrutura Widmanstätten caracteriza-se

por exibir colonias lamelares αTi com diferente orientação; nas fronteiras das lamelas fica retido

o βTi não transformado à temperatura ambiente. À morfologia que se desenvolve no interior do

grão designa-se habitualmente de “basket weave” [1,2,8].

A zona de ligação consiste numa extensa camada de difusão, designada de A, com

aproximadamente 330 µm de espessura, praticamente indiferenciável dos materiais de base

(figura 20 a)); não são observam vestígios da estrutura multifolha da liga de brasagem. Esta zona

apresenta elevada homogeneidade química e microestrutural; a sua espessura foi definida com

base na análise química de várias regiões, na proximidade do material de base. Aqui pode

observar-se com maior detalhe a estrutura de Widmanstätten perfeitamente desenvolvida (figura

20 b), semelhante à observada no material de base. Nesta camada são identificáveis duas regiões

distintas, sinalizadas como 1• e 2•. A zona mais escura, 1•, é essencialmente constituída por

Ti e Al, onde está dissolvida uma pequena fração de Cu. Sabendo que o Al é um estabilizador α,

é muito provável que este constituinte de morfologia lamelar consista em αTi. A zona mais clara

2•, localizada nas fronteiras do αTi, é essencialmente constituída por Ti, Cu e Ni. Sendo que o

níquel e o cobre possuem estrutura cristalina, raio atómico e eletronegatividade semelhantes,

estes elementos podem auto substituir-se na rede, e como tal, ao localizar esta zona nas secções

isotérmicas dos diagramas de equilíbrio Al-Cu-Ti (figura 21) ou Al-Ni-Ti (figura 22), considerou-se o

Cu e o Ni como um só elemento. A informação obtida destes diagramas ternários indica que a

zona 2•consiste, muito provavelmente, em compostos Ti2(Cu,Ni).

A transição da microestrutura (de equiaxial para lamelar) na liga Ti6Al4V e na zona de

ligação, está diretamente relacionada com o processamento a temperatura superior a β transus e

com um arrefecimento muito lento, efetuado no interior do forno. Estes efeitos conjuntos também

possibilitaram um crescimento de grão significativo.

53

Figura 21 - Secção isotérmica do diagrama de equilíbrio Al-Cu-Ti a 500 °C, em % atómica, onde estão assinaladas as zonas 1 e 2, analisadas por EDS [50].

Figura 22 - Secção isotérmica do diagrama de equilíbrio Al-Ni-Ti a 750 °C, em % atómica, onde estão assinaladas as zonas 1 e 2, analisadas por EDS [55].

54

4.1.2.2 Caracterização mecânica

Na figura 23 apresenta-se a dureza das diversas regiões que compõe a zona de ligação,

resultante do processamento com a liga Ticuni a 1000 °C.

Figura 23 - Dureza exibida pelas diversas regiões que compõe a zona de ligação, resultante do processamento com a liga Ticuni a 1000 °C.

A dureza no material de base aumentou de 297 ± 4 HV para 393 ± 21 HV. Este

significativo incremento está relacionado com o desenvolvimento da estrutura Widmanstätten, e é

indicativo de prováveis alterações nas propriedades mecânicas que o material de base apresentava

inicialmente.

Na camada de difusão também se desenvolveu esta estrutura lamelar, e era expectável

que nesta região a dureza se aproximasse daquela exibida pelo material de base com a mesma

morfologia. Dum ponto de vista global, o facto da dureza ser superior na camada de difusão,

deverá estar associado à presença dos compostos Ti2(Cu,Ni). A dureza na periferia da camada A

está compreendida entre 424 ± 36 HV e 418 ± 15 HV, e esta diminui no centro da interface

(397 ± 20 HV). Esta variação está muito provavelmente relacionada com maior concentração dos

compostos Ti2(Cu,Ni) na zona central da camada de difusão. Na análise bibliográfica, em vários

estudos foram processadas ligações envolvendo a liga Ti6Al4V, utilizando a liga Ti-15-Cu-15Ni

[3,6,13,14]. Quando a temperatura de processamento não é suficientemente elevada,

permanecem na interface partículas grosseiras de Ti2(Cu,Ni), nefastas para a resistência ao corte

das ligações [6,13,14]. Nas ligações obtidas no presente estudo, não existem vestígios da liga de

55

brasagem: a interação entre os materiais envolvidos foi suficiente, para que na zona de ligação se

formasse uma extensa camada de difusão, onde os compostos Ti2(Cu,Ni) se encontram

essencialmente precipitados nas fronteiras das lamelas αTi.

O facto da microestrutura da interface ser em tudo muito semelhante à da liga Ti6Al4V,

indica que estas ligações terão propriedades que se aproximam das do material de base, em

termos de resistência mecânica e temperatura máxima de serviço, o que pode ser considerado

vantajoso. No entanto, como descrito anteriormente, para que sejam obtidas ligações sãs, de

elevada homogeneidade química e microestrutural, o processamento deve ser efetuado acima de

β transus o que provoca alterações severas na microestrutura da liga Ti6Al4V. Com a transição da

morfologia, de equiaxial Widmanstätten, há um decréscimo geral de propriedades mecânicas,

designadamente, a perda do excelente balanço entre resistência mecânica e ductilidade, que a

estrutura equiaxial confere a esta liga. Refira-se que, no estudo realizado por Hong et al [3],

quando o tempo de estágio induziu o desenvolvimento da estrutura Widmanstätten na liga Ti6Al4V,

nos ensaios de resistência ao corte, a fratura deu-se no material de base, designadamente, na liga

de titânio. Contudo, a estrutura lamelar apresenta maior resistência a esforços de fadiga de baixo

ciclo [1]. De facto, este tipo de fadiga ocorre para níveis de tensão situados dentro do domínio de

deformação plástica, e nesta situação, a elevada densidade de fronteiras de grão da estrutura

lamelar, dificulta a deformação plástica, bem como a propagação de fissuras.

56

4.1.3 Sistema Ti6Al4V/Tini67/Ti6Al4V

4.1.3.1 Caracterização química e microestrutural

Na figura 24 apresenta-se a interface resultante do processamento de ligações recorrendo

à liga Tini67, a 1080 °C. A zona de ligação apresenta elevada homogeneidade, estando isenta de

poros, fissuras, ou de zonas com falta de ligação. As composições químicas dos diferentes

constituintes identificados na interface encontra-se indicada na tabela 18.

De forma semelhante às ligações processadas com a liga Ticuni, a interface caracteriza-

se por exibir uma extensa camada de difusão (identificada como A), aqui com aproximadamente

550 µm de espessura (figura 24 a) e b)). Esta camada tem aproximadamente mais 220 µm,

comparativamente à camada A resultante do processamento com a liga Ticuni a 1000 °C.

A microestrutura encontrada é muito semelhante àquela observada nas ligações

processadas com a liga Ticuni a 1000 °C: no material de base (ver figura 25) e na zona de ligação,

desenvolveu-se uma estrutura do tipo Widmanstätten (figura 24 c)); o processamento a 1080 °C

provocou também um aumento significativo do tamanho de grão, observável macroscopicamente.

Na camada de difusão foi possível diferenciar duas regiões distintas, identificadas como

1• e 2• (figura 24 d) e e)). As zonas mais escuras, 1• são essencialmente constituídas por Ti

e Al, onde está também dissolvido algum Ni. Associando a informação obtida da secção isotérmica

do diagrama de equilíbrio Al-Ni-Ti a 750 °C (figura 26), estima-se que a zona de morfologia lamelar

consista em αTi. A análise química indica que a zona 2•, localizada nas fronteiras do constituinte

1•, é essencialmente composta por Ti e Ni. Conjugando a informação obtida da secção isotérmica

do diagrama Al-Ni-Ti a 750 °C, estima-se que esta região seja composta por Ti2Ni.

57

Figura 24 - Imagens de MEV da microestrutura da interface resultante do processamento de ligações recorrendo à liga Tini67 a 1000 °C (camada de reação identificada como A e constituintes individuais identificados de 1 a 2): a) perspetiva global da interface; b) ampliação da camada de difusão (250 x); c) ampliação da camada de difusão

(1000 x); d) ampliação da camada de difusão na zona central (2000 x); e) ampliação da camada de difusão na zona central (5000 x).

58

Tabela 18 - Composição química e possível constituição das zonas analisadas (indicadas na figura 24), na interface resultante do processamento de ligações com a liga Tini67 a 1080 °C

Al Ni Ti V Fase Camada

1• 12,1 1,2 85,9 0.8 αTi A

2• 6,7 20,5 71,1 1,8 Ti2Ni

Figura 25 - Microestrutura da liga Ti6Al4V após estágio a 1080 °C, por 30 minutos

Figura 26 - Secção isotérmica do diagrama de equilíbrio Al-Ni-Ti a 750°C em % atómica, onde estão assinaladas as zonas analisadas por EDS, 1 e 2 [50].

59

4.1.3.2 Caracterização mecânica

A dureza das diferentes regiões que compõe a zona de ligação obtida com a liga Tini67 a

1080°C está apresentada na figura 27. Embora a microestrutura desta interface seja muito

semelhante à observada no sistema Ti6Al4V/Ticuni/Ti6Al4V, os valores de dureza exibidos nesta

interface são bastante inferiores.

Figura 27 - Dureza exibida pelas diversas regiões que compõe a zona de ligação, resultante do processamento com a liga Tini67.

A liga Ti6Al4V exibe uma dureza de 265 ± 22 HV, o que representa uma diminuição

comparativamente ao material original. Na região periférica da camada de difusão a dureza está

compreendida entre 311 ± 31 HV e 313 ± 30 HV 0,5; no centro da interface a dureza é de

304 ± 25 HV 0,5. De forma semelhante ao que se observou no sistema Ti6Al4V/Ticuni/Ti6Al4V:

há um aumento um aumento de dureza, do material de base para a camada de difusão; este

comportamento deverá estar associado à presença dos compostos Ti2Ni na camada A. Este tipo

de intermetálico é extremamente duro, e é sabido que apresenta um comportamento frágil

[3,6,13,14].

A dureza exibida nas várias zonas desta interface, é sempre cerca de 100 HV inferior às

zonas análogas no sistema Ti6Al4V/Ticuni/Ti6Al4V. Para além do desenvolvimento da estrutura

Widmanstätten, o processamento a 1080°C provocou um aumento significativo do tamanho de

grão, e uma diminuição considerável na dureza das diversas regiões analisadas. Esta variação

poderá estar também associada à formação de diferentes compostos na interface. No caso das

60

ligações processadas com a liga Tini67, não se formou Ti2Cu, o que poderá ter contribuído para a

diminuição da dureza.

Desta forma, embora a ligação resultante do processamento com a liga Tini67 a 1080°C

seja sã, homogénea, e de microestrutura semelhante ao material de base, o processamento de

ligações Ti6Al4V/Ti6Al4V com estas condições pode ser considerado altamente inadequado, por

alterar de forma significativa a microestrutura e dureza do material de base. Embora tal não tenha

sido avaliado neste trabalho, é razoável admitir, dada a modificação na microestrutura, que outras

propriedades da liga Ti6Al4V tenham também sofrido alteração, em resultado do processo de

ligação

61

4.1.4 Síntese dos resultados obtidos com ligas de brasagem comerciais Do processamento de ligações Ti6Al4V/Ti6Al4V recorrendo a ligas de brasagem

comerciais, obtiveram-se ligações de elevada sanidade. No entanto, foi também possível concluir

que:

Nas ligações processadas com a liga Cusil, permanece no centro da interface uma solução

sólida de prata. Está reportado que as ligações processadas com recurso a este tipo de

ligas (baseadas em Ag), não podem operar acima dos 300/315°C [10,54]. Acima desta

temperatura, nas (Ag), há um decréscimo drástico de propriedades mecânicas,

designadamente, da resistência ao corte [54]. Consequentemente, componentes

produzidos em Ti6Al4V, que na sua elaboração recorram a ligações processadas por

brasagem com este tipo de ligas, ficam impedidos de operar à temperatura máxima de

serviço do material de base (400/450°C).

A temperatura a que foram processadas ligações sãs com as ligas Ticuni e Tini67 é muito

próxima ou superior a β transus (≈985°C). Esta temperatura de brasagem altera

severamente a microestrutura da liga Ti6Al4V: em vez da estrutura equiaxial, o material

de base passa a apresentar uma estrutura lamelar, do tipo Widmanstätten. Com esta

morfologia há uma degradação do comportamento mecânico, designadamente, do

excelente balanço entre resistência mecânica e ductilidade conferido pela estrutura

equiaxial. A estrutura lamelar só é favorável quando os componentes elaborados em

Ti6Al4V estão sujeitos a esforços de fadiga de baixo ciclo, onde é de maior importância

que o componente apresente resistência à deformação no domínio plástico,

designadamente, resistência à propagação de fissuras.

Assim, embora com as ligas de brasagem comerciais tenham sido obtidas interfaces sãs,

o processamento de ligações com estes materiais limita o potencial da liga Ti6Al4V, em termos de

resistência mecânica e de temperatura máxima de serviço.

62

4.2 Ligações processadas com ligas Ag-Cu / Ti / Ag-Cu

4.2.1 Liga de brasagem Ag-Cu/Ti/Ag-Cu Nesta secção serão apresentados os resultados referentes à produção da nova liga de

brasagem, com a estrutura do tipo multicamada Ag-Cu/Ti/Ag-Cu, pelas duas técnicas abordadas

neste estudo: eletrodeposição e sputtering por magnetrão (PVD).

4.2.1.1 Eletrodeposição

Na figura 28 apresentam-se algumas imagens obtidas por MEV, da folha de Ti revestida

com Ag e Cu por eletrodeposição, para vários tempos de deposição. Desta análise constataram-

se várias incoerências.

Quase todos os filmes analisados apresentaram delaminação. Para tempos de deposição

semelhantes, não houve reprodutibilidade nas espessuras obtidas. A estrutura dos filmes

depositados era altamente irregular, sendo que a morfologia com que cresceram (semelhante a

cogumelos), não permitiu uma avaliação exata da sua espessura global. No caso particular das

deposições de cobre, a corrente do sistema não foi estável, e por conseguinte, não se obtiveram

taxas de deposição adequadas, mesmo para tempos de deposição relativamente elevados.

É certo que os filmes produzidos por eletrodeposição não apresentam a uniformidade de

revestimentos obtidos por outras técnicas de deposição, mas também é sabido que a presença

de agitação, assim como a sua velocidade têm uma enorme influencia na uniformidade e estrutura

dos filmes depositados. Neste caso, a discrepância observada nestes resultados, indica que a

ausência de agitação no banho teve um efeito altamente nefasto na morfologia dos revestimentos,

o que não permitiu reproduzir os resultados. Por fim, concluiu-se que o processo não tinha

viabilidade para a produção da liga de brasagem pretendida

63

Figura 28 - Folha de Ti após revestimentos com Ag e Cu, para tempos de deposição distintos: a) 38 segundos Ag, 90 segundos cobre; b) 34 segundos Ag, 150 segundos cobre.

4.2.1.2 PVD

Na figura 29 apresenta-se uma imagem obtida por MEV, da liga de brasagem produzida

por PVD. A espessura das camadas Ag está compreendida entre 8 e 9 µm (cerca de duas vezes

superior ao pretendido); a espessura das camadas Cu está compreendida entre 1,4 e 1,6 µm

(aproximadamente 0,2 µm inferior ao pretendido). Com base nestas espessuras, foi possível

calcular a composição química global destas camadas, assim como a composição química global

da liga de brasagem produzida (ver tabela 19). Com base nos resultados obtidos, no seguimento

deste trabalho, a referência a esta liga de brasagem será feita pela designação:

86Ag - 14Cu /Ti/ 86Ag -14Cu.

Figura 29 - Imagem de MEV da liga de brasagem obtida por PVD, 86Ag-14Cu/Ti/86Ag-14Cu: a) perspetiva global; b) camadas Ag/Cu e respetiva espessura.

64

Tabela 19 - Composição química global das camadas Ag/Cu depositadas, e da liga 86Ag-14Cu/Ti/86Ag-14Cu, em % atómica e em % ponderal.

Ag/Cu Liga de brasagem % Atómica %Ponderal % Atómica %Ponderal

78Ag-22Cu 85,7Ag-14,3Cu 85,1Ti-11,6Ag-3,3Cu 73,7Ti-22,6Ag-3,8Cu

65

4.2.2 Sistema Ti6Al4V/86Ag-14Cu/Ti/86Ag-14Cu /Ti6Al4V Neste capítulo serão apresentados os resultados relativos ao processamento de ligações

Ti6Al4V/Ti6Al4V, recorrendo à liga de brasagem desenvolvida por PVD.

4.2.2.1 Caracterização química e microestrutural (ligações processadas a 900°C)

Na figura 30 apresenta-se a microestrutura da interface resultante do processamento com

a liga 86Ag-14Cu/Ti/86Ag-14Cu a 900 °C. Durante o ciclo térmico houve interação entre

camadas Ag/Cu, o Ti (da liga de brasagem) e a liga Ti6Al4V (material de base), da qual resultaram

duas zonas de reação simétricas, constituídas por várias camadas, identificadas de A a E. Não

existem fissuras ou poros, mas foram observadas zonas com falta de ligação junto à liga Ti6Al4V.

As composições químicas das diferentes zonas analisadas encontram-se indicadas na tabela 20.

Na figura 31 apresenta-se um perfil de composição química interface, obtido mediante uma análise

química efetuada ao longo duma linha com 250 µm (line scan). Na totalidade, a zona de ligação

tem uma extensão de cerca de 240 µm.

Na periferia da folha de Ti, junto às camadas Ag/Cu, formou-se uma camada de difusão,

A, com aproximadamente 30 µm de espessura; as alterações químicas e microestruturais

observadas nesta zona podem ser atribuídas à incorporação de Ag e Cu (figura 30 b) e d)). A

extensão desta camada foi definida, tendo também por base uma análise sistemática da

composição química de várias zonas da folha de Ti, até que não fossem encontrados Ag, Al, Cu

ou V. Na camada A são identificáveis 2 zonas distintas. As áreas mais escuras (1•), devem

consistir numa solução sólida de Ti, onde está dissolvida alguma Ag (ver figura 32). A zona 2•

tem morfologia lamelar, sendo identificáveis pelo menos 2 constituintes distintos, no entanto, as

limitações da técnica EDS não permitem analisar a sua composição individualmente. A análise

química indica que a região 2• é essencialmente composta por Ti, Ag e Cu. É possível que a

quantidade significativa de Ti detetada nesta região, esteja também associada à interação das

zonas adjacentes. Da secção isotérmica do diagrama de equilíbrio Ag-Cu-Ti a 700 °C (figura 33),

verifica-se que esta região se situa num domínio trifásico, muito próxima dum domínio monofásico

(Ti). A zona 2• deve consistir essencialmente em (Ti) (zonas mais escuras), onde se podem ter

formado também, compostos Ti2(Ag,Cu) (zonas mais claras).

66

Figura 30 - Imagens de MEV da microestrutura da interface resultante do processamento de ligações recorrendo à liga 86Ag-14Cu/Ti/86Ag-14Cu a 900°C (camadas de reação identificadas de A a E; constituintes individuais identificados de 1 a 7): a) perspetiva global da interface; b) ampliação junto ao material de base (1000 x); c)

ampliação junto ao material de base (2000 x); d) ampliação das camadas de difusão 4000 x); e) ampliação das camadas de reação (10000 x)

67

Tabela 20 - Composição química (em % atómica) e possível constituição das zonas analisadas (indicadas na figura 30), na interface resultante do processamento de ligações com a liga 86Ag-14Cu/Ti/86Ag-14Cu, a 900 °C.

Ag Al Cu Ti V Fase Camada

1• 4,9 1,6 1,4 92,1 0,0 (Ti)

A 2• 5,4 1,2 5,4 88,1 0,0 (Ti) + Ti2(Ag,Cu)

3• 29,0 1,2 4,0 65,8 0,0 Ti2Ag

4• 47,4 1,7 1,8 48,7 0,3 TiAg B

5• 25,8 4,4 3,9 65,0 0,9 Ti2Ag

6• 4,0 12,3 1,6 81,2 0,9 αTi C

7• 11,5 5,4 9,6 70,8 2,7 (Ti) + Ti2(Ag,Cu)

Figura 31 - Perfil de composição quimica da interface, obtido duma análise efetuada ao longo duma linha composta por 200 pontos, com 250 µm de comprimento, num tempo de aquisição de 8 minutos.

A camada E (figura 30 b) e d)), situa-se na periferia da liga Ti6Al4V, junto à liga de

brasagem, e tem aproximadamente 35 µm de espessura. A difusão de Ag, e Cu para a liga Ti6Al4V

alterou a morfologia e a composição química global desta região, na qual se identificaram 2 regiões

distintas. A análise química indica que a zona mais escura, 6•, é essencialmente composta por

Ti e Al, o que sugere que estas zonas consistem em αTi (ver figura 32). A zona mais clara (7•),

é fundamentalmente composta por Ti, tendo dissolvido uma fração considerável de Ag e Cu. Na

secção isotérmica do diagrama de equilíbrio Ag-Cu-Ti a 750 °C (figura 33), esta zona incide num

domínio trifásico (Ti) + Ti2Ag + Ti2Cu, indicativo de que poderá ser constituída por (Ti) e também

por compostos Ti2(Ag,Cu).

68

Figura 32 - Secção isotérmica do diagrama de equilíbrio Ag-Al-Ti a 800°C, em % atómica, onde estão assinaladas as zonas 1 e 6, analisadas por EDS [50].

Figura 33 - Secção isotérmica do diagrama de equilíbrio Ag-Cu-Ti a 700°C, em % atómica, onde estão assinaladas as zonas 2 e 7, analisadas por EDS [50].

69

Entre as camadas A e E, formou-se uma camada de reação com cerca de 12 µm de

espessura, composta por 3 camadas distintas, identificadas como B, C e D (figura 30 e)). A

camada B formou-se junto à folha de Ti, é composta por um constituinte identificado como 3•;

esta camada é essencialmente composta por Ti e Ag e a sua espessura varia entre 1 e 4 µm.

Considerando a informação obtida do diagrama Ti-Ag (figura 34), é muito provável que a camada

B seja constituída por Ti2Ag. A camada mais clara, C, situa-se entre as camadas B e D e tem

espessura compreendida entre 7 e 11 µm; é constituída por uma região identificada como 4•,

essencialmente composta por Ti e Ag. Combinando a informação obtida do diagrama Ti-Ag (figura

34), estima-se que nesta região ter-se-á formado TiAg. Junto à liga Ti6Al4V formou-se a camada

D, que consiste numa bainha extremamente fina e contínua, que acompanha toda a extensão da

interface com o material de base. É composta por um constituinte identificado como 5•, e a

análise química indica que que tem composição química muito semelhante à camada B. É

bastante provável que na camada D também se tenha formado Ti2Ag, de forma semelhante ao

que foi proposto para a camada B. A formação de Ti2Ag (das camadas B e D) em contacto direto

com Ti (das camadas A e E), assim como a formação de TiAg em contacto com o Ti2Ag, não está

excluída pelo diagrama de equilíbrio Ti-Ag. De facto a informação fornecida por este diagrama,

suporta a possibilidade destes constituintes coexistirem adjacentemente à temperatura ambiente.

Em síntese, da folha de Ti para a liga Ti6Al4V, a zona de ligação tem a disposição:

Ti2(Ag,Cu) + (Ti) / Ti2Ag / TiAg / Ti2Ag /αTi + Ti2(Ag,Cu). Refira-se também que, nesta interface,

não foram detetadas soluções sólidas baseadas em Ag.

Junto à liga Ti6Al4V existem zonas com falta de ligação, no entanto, a formação duma

camada de reação nesta interface (D), leva a crer se estabeleceu uma ligação de índole química.

Visto que as camadas Ag/Cu foram depositadas por PVD sobre a folha de Ti, esteve assegurado

de antemão um contacto íntimo entre estas superfícies, o que facilitou os mecanismos de difusão

nesta interface. É também possível que a pressão (“de contacto”) exercida pelo aperto do

parafuso, tenha sido insuficiente para promover um contacto ideal entre os materiais envolvidos.

Estes factos devem explicar o motivo pelo qual a camada B é consideravelmente mais espessa

que D, e também o surgimento de zonas com falta de ligação junto ao material de base. Numa

tentativa de eliminar estes defeitos, foram processadas novas ligações com este sistema, a 950°C.

70

Figura 34 - Diagrama de equilíbrio Ti-Ag, onde estão assinaladas as zonas 3, 4 e 5, analisadas por EDS [52].

4.2.2.2 Caracterização química e microestrutural (ligações processadas a 950°C)

Na figura 35 apresenta-se a microestrutura da interface resultante do processamento a

950°C, com a liga 86Ag-14Cu/Ti/86Ag-14Cu. A zona de ligação tem composição química e

morfologia muito semelhante à obtida em resultado do processamento a 900°C, no entanto, a

interface está isenta de defeitos. De forma semelhante, foram também identificadas 5 camadas

distintas, identificadas de A a E. As composições químicas das diferentes regiões analisadas, estão

indicadas na tabela 21. Na sua totalidade, a zona de ligação tem uma extensão de cerca de

250 µm.

71

Figura 35 - Imagens de MEV da microestrutura da interface resultante do processamento de ligações recorrendo à liga 86Ag-14Cu/Ti/86Ag-14Cu a 950°C (camadas de reação identificadas de A a E; constituintes individuais identificados de 1 a 9): a) perspetiva global da interface; b) ampliação junto ao material de base (1000 x); c)

ampliação junto ao material de base (2000 x); d) ampliação das camadas de difusão (4000 x); e) ampliação das camadas de reação (10000 x)

72

Tabela 21 - Composição química (em % atómica) e possível constituição das zonas analisadas (indicadas na figura 35), na interface resultante do processamento de ligações com a liga 86Ag-14Cu/Ti/86Ag-14Cu a 950°C.

Ag Al Cu Ti V Fase Camada

1• 5,3 1,4 2,8 90,6 - (Ti) A

2• 6,1 1,1 4,6 88,2 - (Ti)

3• 30,5 0,4 3,1 66,0 - Ti2Ag B

4• 46,2 1,8 1,4 50,1 0,5 TiAg C

5• 27,1 3,5 2,6 66,4 0,4 Ti2Ag D

6• 6,3 8,9 1,4 83,0 0,4 αTi E

7• 18,1 4,0 4,2 72,9 0,7 -

8• 17,0 1,1 8,0 73,9 - Ti2(Ag,Cu) A

9• 7,7 7,7 3,6 79,1 1,9 (Ti) E

Na camada E (figura 35 b) e d)), foram identificadas 3 zonas distintas. A análise EDS

indica que as zonas 1• e 2• tem composição e morfologia muito semelhante às regiões análogas,

observadas nas ligações processadas a 900°C. A zona 1• deverá consistir em (Ti) (ver figura 36).

Embora a região 2• apresente morfologia lamelar, aparentando consistir numa mistura de pelo

menos dois constituintes, da secção isotérmica do diagrama Ag-Cu-Ti a 700 °C (figura 36), só é

possível concluir que, esta zona é essencialmente composta por (Ti), podendo conter compostos

Ti2(Ag,Cu). Como pode ser observado na figura 35 b), na interface processada a 950°C, a região

2• aparenta estar presente em toda a extensão da folha de Ti. A zona mais clara, identificada

como 8•, não foi observada na camada E das ligações processadas a 900°C; a análise química

indica que esta região é essencialmente composta por Ti, Ag e Cu. Com base na secção isotérmica

do diagrama de equilíbrio Ag-Cu-Ti a 750°C (figura 36), estima-se que esta região seja formada

por compostos Ti2(Ag,Cu). Esta proposta tem também em consideração volume de interação que

existe na análise EDS. Neste caso, a região 8•tem dimensão relativamente reduzida e está

rodeada por regiões ricas em (Ti), sendo provável que a interação deste elemento se faça sentir

nesta análise.

Na camada A (figura 35 b) e d)), que tem aproximadamente 60 µm de espessura, foram

identificadas 3 regiões distintas. As zonas, 6• e 7• tem composição e morfologia muito

semelhante às zonas análogas, observadas nas ligações processadas a 900 °C, e portanto o

constituinte 6• deve, de forma semelhante, consistir em (Ti). No entanto, a análise química indica

que a zona 7• encontrada nas ligações processadas a 950 °C, tem na sua composição Al e Cu

em quantidade significativa. Por conseguinte, não é legítimo proceder à normalização para os 3

73

elementos em maior percentagem; como tal, desta análise, nada se pode concluir relativamente

à natureza da fase que constitui estas zonas (7•). A zona 9•tem morfologia lamelar, e não foi

observada nas ligações obtidas do processamento a 900°C. Na secção isotérmica do diagrama

Ag-Al-Ti a 800 °C (figura 37) esta região está num domínio trifásico, muito próxima dum domínio

monofásico (Ti). A zona 9•deverá ser essencialmente composta por (Ti), podendo conter

compostos Ti2Ag e Ti3Al.

Figura 36 - Secção isotérmica do diagrama de equilíbrio Ag-Cu-Ti a 700°C, em % atómica, onde estão assinaladas as zonas 1, 2 e 8, analisadas por EDS [50].

As camadas B, C e D são compostas pelos constituintes 3•, 4• e 5•, respetivamente.

Em termos globais, têm espessura compreendida entre 9 e 14 µm. Estas regiões têm composição

química muito semelhante às zonas análogas, obtidas após processamento a 900 °C. Do

diagrama de equilíbrio Ti-Ag (figura 38), sabe-se que as regiões 3•, 4• e 5• consistem muito

provavelmente, em Ti2Ag, TiAg e Ti2Ag respetivamente. O aumento da temperatura de

processamento, aumentou a taxa de difusão de Ti, o que levou a um aumento considerável da

espessura da camada B. O aumento da taxa de difusão de Ti parece induzir a formação de

camadas mais ricas em Ti e mais espessas. A camada C tem espessura reduzida e não é contínua,

visto existirem zonas onde as camadas B e D surgem ligadas entre si (figura 35 d) e e)). A camada

D consiste numa bainha muito fina e contínua em toda a interface com a liga Ti6Al4V. Tal como

proposto anteriormente, esta camada promoveu o estabelecimento duma ligação de carácter

74

químico entre o material de base e a liga de brasagem. Contrariamente ao que foi observado nas

ligações processadas a 900°C, a ligação é sã, não sendo observáveis locais com falta de ligação.

Figura 37 - Secção isotérmica do diagrama de equilíbrio Ag-Al-Ti a 800°C, em % atómica, onde está assinalada as zonas 6 e 9, analisadas por EDS [50].

Figura 38 - Diagrama de equilíbrio Ti-Ag, onde estão assinaladas as zonas 3, 4 e 5, analisadas por EDS [52].

75

De forma semelhante ao que tinha sido constatado nas ligações processadas com a liga

86Ag-14Cu/Ti/86Ag-14Cu a 900 °C, esta interface encontra-se isenta de soluções sólidas

baseadas em Ag.

76

4.2.2.3 Caracterização mecânica

Na figura 39 apresenta-se a dureza exibida pelas diversas regiões que compõe as zonas

de ligação, resultantes do processamento com a liga 86Ag-14Cu/Ti/86Ag-14Cu, a 900 °C e a

950 °C.

Figura 39 - Dureza das diversas regiões que compõe a zona de ligação, resultante do processamento com a liga 86Ag-14Cu/Ti/86Ag-14Cu: a) 900 °C e b) 950 °C

A dureza da liga Ti6Al4V (300 ± 7 HV), não variou significativamente após processamento

a 900 °C, sendo de 297 ± 15 HV. Após estágio a 950 °C, a dureza no material de base diminuiu

ligeiramente, para 286 ± 8, o que poderá estar associado ao leve crescimento de grão constatado.

A região situada entre o Ti e a liga Ti6Al4V tem uma dureza de 189 ± 12 HV e 227 ± 7 HV,

nas ligações processadas a 900 e 950 °C, respetivamente. É possível que esta variação esteja

relacionada com as diferenças microestruturais observadas. Designadamente, nas ligações

processadas a 950 °C, a presença do composto Ti2Ag nas camadas de reação é mais evidente; a

referida variação pode também estar relacionado com a existência de zonas com falta de ligação,

na interface obtida após processamento a 900 °C. Note-se que, as indentações que incidem nas

camadas compostas Ti e Ag, também abrangem as camadas de difusão adjacentes; desta forma,

os valores de dureza apresentados não podem ser associados de forma independente às camadas

Ti2Ag, TiAg e Ti2Ag, mas sim, a uma região que na realidade engloba as camadas A, B, C, D e E.

Apesar da dureza desta região ser visivelmente superior nas ligações onde se formou mais Ti2Ag

(processadas a 950 °C), na literatura não existe informação que permita correlacionar esta

informação, e como tal, nada pode ser concluído neste sentido. Embora esta região exiba a dureza

mais baixa de toda a interface, esta é superior, à dureza exibida pela solução sólida de prata que

persiste no centro da interface, nas ligações processadas com a liga Cusil (116 ± 11 HV 0,1).

Mediante este facto, não fica excluída a possibilidade das ligações processadas com a liga

77

86Ag - 14Cu/Ti/86Ag - 14Cu a 950 °C, poderem apresentar resistência mecânica superior à das

ligações processadas com a liga Cusil.

Após estágio a 900 °C, o Ti da zona central apresenta uma dureza de 198 ± 12 HV, o

que é mais elevado, comparativamente ao valor de dureza standard para o CP Ti de grau 2 (145

HV) [56]. Este aumento deverá estar associado à incorporação de Ag e Cu na folha de Ti, que

levou à formação de microconstituintes distintos. Designadamente, a zona 2•, de morfologia

lamelar, é observável em toda a extensão da folha de Ti, na interface processada a 950 °C, sendo

que a dureza da folha de Ti é também mais elevada, nas ligações processadas a esta temperatura

(242 ± 19 HV).

É importante referir que, em termos de dureza, a transição entre as diferentes camadas

que compõe estas interfaces é bastante suave, quando comparada, por exemplo, com a interface

resultante do processamento com a liga Cusil. Recorde-se que nesse sistema, há uma transição

abrupta na dureza das diferentes camadas, particularmente, entre as camadas de reação

(324 ± 33 HV 0,1) e a zona central da interface, composta pela solução sólida de prata

(112 ± 12 HV 0,1). Esta variação na dureza é indicativa de que pode existir também, uma

transição abrupta de propriedades mecânicas, entre as camadas da referida interface.

78

79

5 CONCLUSÕES

Neste trabalho foi efetuada a caracterização química microestrutural e mecânica de

ligações Ti6Al4V/Ti6Al4V processadas por brasagem, recorrendo a várias ligas de brasagem

convencionais e uma outra liga desenvolvida neste estudo. Desta investigação foi possível concluir

que:

O processamento de ligações com a liga Cusil a 820 °C não provoca alterações

significativas na microestrutura e/ou composição química do material de base. Da liga Ti6Al4V

para o centro, a interface apresenta a seguinte sequência de camadas:

αTi + βTi + Ti3Al / Ti2Cu / TiCu / (Ag)+AlCu2Ti.

Na interface entre a liga de brasagem e a liga Ti6Al4V, formaram-se duas camadas de reação,

essencialmente compostas por intermetálicos Ti-Cu. No centro da interface permanece uma

solução sólida de cobre na prata, onde estão dispersos compostos AlCu2Ti. A região rica em prata

tem dureza muito inferior às restantes zonas que compõe a interface; a sua presença deve impedir

que estas ligações operem acima dos 300°C.

O processamento de ligações com as ligas Ticuni (1000 °C) e Tini67 (1080 °C) alterou

severamente a microestrutura do material de base: da morfologia equiaxial que apresentava

originalmente, a liga Ti6Al4V passou a exibir uma estrutura lamelar, do tipo Widmanstätten. Esta

transição provoca alterações globais das propriedades mecânicas que são conferidas à liga

Ti6Al4V pela estrutura equiaxial. A zona de ligação resultante foi muito semelhante com ambas as

ligas de brasagem, caracterizando-se pela existência duma extensa camada de difusão, onde se

identificaram duas regiões distintas: αTi + Ti2(Cu,Ni) e αTi + Ti2Ni, nas ligações processadas com

a liga Ticuni e Tini67 respetivamente. Em ambos os casos, a dureza na camada de difusão é

superior comparativamente ao material de base. A dureza na interface resultante do

processamento a 1080 °C com a liga Tini67, é consideravelmente inferior à interface obtida com

a liga Ticuni. Esta diminuição poderá estar associada ao crescimento de grão observado, bem

como à formação de compostos distintos.

O processamento de ligações com recurso à liga 86Ag-14Cu/Ti/86Ag-14Cu a 900 °C e

950 °C, não provocou alterações significativas na microestrutura ou composição química do

material de base; os constituintes detetados são muito semelhantes, em ambas as interfaces. As

80

ligações processadas a 900 °C apresentam falta de ligação junto à liga Ti6Al4V; estes defeitos

foram suprimidos pelo aumento da temperatura de processamento. Entre o substrato Ti e a liga

Ti6Al4V, formaram-se 3 camadas de reação ricas em Ti e Ag, com a disposição:

Ti2Ag / TiAg / Ti2Ag.

Esta liga de brasagem permitiu processar ligações Ti6Al4V/Ti6Al4V, sem que na zona de

ligação subsistissem soluções sólidas baseadas em prata. A dureza das diferentes regiões que

compõe a zona de ligação, não excluiu a possibilidade destas interfaces poderem apresentar

propriedades mecânicas superiores, comparativamente às das ligações processadas com a liga

Cusil.

81

6 SUGESTÕES PARA TRABALHOS FUTUROS

Os parâmetros de deposição testados na deposição de filmes por pulverização catódica,

produziram camadas Ag/Cu de composição química global 86Ag-14Cu (em % ponderal). Esta

composição resulta do facto da camada Ag ter sensivelmente o dobro da espessura,

comparativamente à espessura pretendida. Num primeiro momento, seria de derradeiro interesse

revestir a folha de Ti, testando novos parâmetros de deposição, dos quais resultassem camadas

Ag e Cu com 4,04 e 1,84 µm, de acordo com o projeto feito neste estudo.

Seria de elevado interesse realizar ensaios de resistência ao corte em todas as ligações

processadas. Embora nesta investigação tenham sido efetuados ensaios de dureza nas interfaces,

esta análise funciona somente como elemento indicador das propriedades mecânicas das regiões

indentadas. Desta forma, só será possível retirar informação conclusiva da resistência mecânica

destas ligações, mediante a realização de ensaios de resistência ao corte, e da posterior análise

da superfície de fratura (por MEV/EDS), que permitirá perceber quais os constituintes associados

à rutura. A realização de nano indentações também traria informação adicional, sobre as

propriedades mecânicas individuais das diferentes camadas detetadas.

Num estudo futuro seria importante perceber a influência da aplicação duma pressão mais

elevada na microestrutura e resistência mecânica das ligações obtidas com as ligas

86Ag - 14Cu/Ti/86Ag - 14Cu. Recorde-se que, a formação de um líquido nas camadas Ag/Cu

está dependente dos mecanismos de difusão que decorrem com o aumento da temperatura. Neste

sentido seria bastante interessante perceber, em que medida o estabelecimento duma ligação de

índole química neste sistema, pode ser auxiliado por aplicação de pressões mais elevadas,

designadamente, na ordem de alguns MPa.

Investigações subsequentes deveriam passar também pela realização de estudos de

reatividade nos sistemas Ti6Al4V/86Ag-14Cu/Ti/86Ag-14Cu. Estes ensaios permitiriam:

Perceber se houve intervenção de uma fase liquida durante o processamento.

Obter informação sobre os mecanismos que levam ao estabelecimento da ligação

e à formação dos diferentes compostos identificados nesta interface.

82

Numa outra abordagem, seria relevante analisar as interfaces processadas por

microscopia eletrónica de transmissão, de forma a tentar identificar de forma conclusiva, os

produtos de reação formados nas diversas interfaces.

Numa fase inicial do presente estudo, a produção das ligas 86Ag-14Cu/Ti/86Ag-14Cu foi

planeada para ser efetuada por eletrodeposição. Embora neste trabalho tal não tenha sido possível,

este processo apresenta grande viabilidade industrial e económica. Desta forma, seria igualmente

interessante voltar a tentar produzir a liga pretendida por este método, com as condições

adequadas.

Numa visão mais distante, deveria ser também estudada a adequabilidade da liga de

brasagem desenvolvida nesta investigação, para o processamento de ligações noutros sistemas

de materiais. Relembre-se que o sistema Ag-Cu é vastamente utilizado no processamento de

ligações entre materiais semelhantes e dissimilares. Na realidade, o eutéctico deste sistema

constitui a composição de base de diversas ligas de brasagem, à qual são adicionados novos

elementos com funções específicas no processamento. Tendo em conta os fenómenos de difusão

observados neste trabalho, o Ti das ligas de brasagem aqui desenvolvidas, poderia eventualmente

funcionar como elemento ativo, o que possibilitaria também a ligação entre materiais de elevada

estabilidade química e térmica (brasagem ativa).

83

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