Desempenho em fadiga e corrosão-fadiga da liga Ti-35Nb-2 ... · novas ligas de titânio tem sido incentivada para uso biomédico a fim de reduzir as limitações quanto ao módulo

UNIVERSIDADE FEDERAL DE SERGIPE

PRÓ-REITORIA DE PÓS-GRADUAÇÃO E PESQUISA

PROGRAMA DE PÓS-GRADUAÇÃO EM CIÊNCIA E ENGENHARIA DE MATERIAIS (P2CEM)

CARLOS EDUARDO CELESTINO DE ANDRADE

Desempenho em fadiga e corrosão-fadiga

da liga Ti-35Nb-2,5Sn laminada a

quente aplicada como biomaterial

SÃO CRISTÓVÃO, SE - BRASIL

SETEMBRO DE 2013

i

CARLOS EDUARDO CELESTINO DE ANDRADE

Desempenho em fadiga e corrosão-fadiga

da liga Ti-35Nb-2,5Sn laminada a

quente aplicada como biomaterial

Orientador:

Prof. Dr. Sandro Griza

SÃO CRISTÓVÃO (SE) – BRASIL

2013

ii

FICHA CATALOGRÁFICA ELABORADA PELA BIBLIOTECA CENTRAL

UNIVERSIDADE FEDERAL DE SERGIPE

Andrade, Carlos Eduardo Celestino de A553d Desempenho em fadiga e corrosão-fadiga da liga Ti-35Nb-2,5Sn

laminada a quente aplicada como biomaterial / Carlos Eduardo Celestino de Andrade ; orientador Sandro Griza. – São Cristóvão, 2013. 69 f. : il.

Dissertação (mestrado em Ciência e Engenharia de Materiais) – Universidade Federal de Sergipe, 2013.

O

1. Engenharia de materiais. 2. Ligas de titânio. 3. Fadiga. 4. Corrosão-fadiga. 5. Tratamento termomecânico. 6. Ti-35Nb-2,5Sn. I. Griza, Sandro, orient. II. Título

CDU: 620:546.82-034.7

iii

iv

“A cada adversidade uma oportunidade!”

v

DEDICATÓRIA

Ao meu senhor todo poderoso, senhor de

tudo e de todos, pai de toda graça, meu

Senhor Jesus Cristo.

vi

AGRADECIMENTOS

Agradeço a Deus o meu senhor todo poderoso Jesus Cristo, por

me dar força de vontade e perseverança de transpor os

obstáculos encontrados ao longo dessa jornada (Mestre em

Ciência e Engenharia de Materiais) à minha família, meu grande

pai Lucas, minha fortaleza mãe Maria, ao meu irmão Lucas Jr. a

minha irmã Ana Barbara, por estarem a postos sempre que

precisei.

À minha mulher Taina Gardênia pela pessoa maravilhosa que é e

de diversas formas ajudou a mim e a este trabalho, pelos

inúmeros momentos agradáveis e pela compreensão da minha

ausência e cansaço em vários momentos.

Aos colegas, que de alguma forma me ajudaram, Cristiane,

Abraão, Patrícia Borges, Carla Porto, Helton, Cochiram, Bruno,

Ademir, Thiago (Piquira), Helísio, Daniel, Anderson, Frankwaine,

Davi Paiva, Felipe e demais colegas, obrigado pelos momentos

que vivemos e que levaremos para o resto das nossas vidas.

Valeu!

A esse casal que é realmente especial Sr. Dárcio e Sr.(a) Andrea,

muito obrigado pelo auxílio e orientação.

A meu amigo de luta Silvando muito obrigado, parceiro!

A Professora Ledjane, e aos Professores Euler, Marcelo, Luis,

Wilton e Eduardo fonte de inspiração.

Aos Professores Lula e Juan da Coppe, pelo auxílio na laminação

a quente, e a Dr. (a) Marize Varella do INT, pelas análises químicas.

Muito obrigado!

Ao Professor Dr. Sandro Griza, meu orientador, pela competência

e paciência demonstradas ao longo desse período de trabalho,

principalmente por me fazer entender que tudo é possível

inclusive nos momentos mais difíceis. Pelas correções e

sugestões feitas em todos os trabalhos que realizei durante a sua

orientação.

vii

Resumo da Dissertação apresentada ao P²CEM/UFS como parte dos requisitos

necessários para a obtenção do grau de Mestre em Ciência e Engenharia de

Materiais.

Desempenho em fadiga e corrosão-fadiga da liga

Ti-35Nb-2,5Sn laminada a quente

aplicada como biomaterial

Carlos Eduardo Celestino de Andrade

Setembro / 2013

Orientador: Sandro Griza Programa de Pós-Graduação em Ciência e Engenharia de Materiais

Os materiais metálicos biomédicos apresentam notável importância na

reconstrução de tecidos estruturais que falharam. Atualmente, a produção de

novas ligas de titânio tem sido incentivada para uso biomédico a fim de reduzir

as limitações quanto ao módulo de elasticidade e citotoxicidade das ligas

comercializadas, em particular a liga Ti-6Al-4V. As ligas de Ti-Nb-Sn surgem

como alternativa para esta finalidade. No estudo atual, ligas de Ti-35Nb-2,5Sn

foram obtidas por fusão a arco voltaico, solubilizadas, laminadas a quente com

40 % de redução e resfriadas em água. O teor de nitrogênio e oxigênio foi

verificado por fusão em ambiente de gás inerte. As microestruturas foram

caracterizadas por microscopia ótica, microscopia eletrônica de varredura

(MEV) e difração de raios-X. Corpos de prova de fadiga foram usinados e

submetidas a ensaio para obtenção de curvas S-N ao ar e em ambiente com

0,9 % de NaCl e baixa frequência. Os micromecanismos de fratura foram

analisados em microscópio eletrônico de varredura (MEV). Os resultados foram

comparados com os dados publicados na literatura para outras ligas beta

estabilizadas e foram discutidos os potenciais de aplicação das novas ligas. Os

resultados dos ensaios mostraram que o limite de fadiga tende a coincidir com

a tensão limite para o início do movimento de discordâncias.

viii

Abstract of Thesis presented to P²CEM/UFS as a partial fulfillment of the

requirements for the degree of master's in Materials Science and Engineering

Fatigue and corrosion-fatigue performance of the hot

rolled Ti-35Nb-2,5Sn alloy applied as a biomaterial

Carlos Eduardo Celestino de Andrade

Setembro / 2013

Advisoris: Sandro Griza Department: Materials Science and Engineering

Metallic materials have considerable importance in biomedical tissue

reconstruction structural failed. Currently, the production of new alloys, titanium

has been encouraged for biomedical use so as to reduce limitations and elastic

modulus of alloy marketed cytotoxicity, in particular Ti-6Al-4V. Alloys Ti-Nb-Sn

are an alternative for this purpose. In the current study, alloy Ti-35Nb-2,5SN

were obtained by melting the arc, solubilized at 1000 ° C for 12 hours, hot-rolled

with 40% reduction in water and cooled. The content of nitrogen and oxygen

was verified by melting in an atmosphere of inert gas. The microstructures were

characterized by optical microscopy, scanning electron microscopy (SEM) and

X-ray diffraction. The characteristics in fatigue and corrosion - fatigue alloy were

determined according to the guidelines noted in ASTM E466. Specimens were

machined and fatigue SN curves obtained in air and in an environment with

0.9% NaCl. The micromechanics of fracture were analyzed by scanning

electron microscope (SEM). The results were compared with published data for

beta stabilized alloys and discussed the potential application of new alloys.

ix

SUMÁRIO

LISTA DE FIGURAS xi

LISTA DE TABELAS xiv

1. INTRODUÇÃO 1

2. OBJETIVOS 5

2.1. OBJETIVO GERAL 5

2.2. OBJETIVOS ESPECÍFICOS 5

3. REVISÃO DE LITERATURA 6

3. 1. TITÂNIO E SUAS LIGAS 6

3.1.1. Ligas de titânio α 8

3.1.2. Ligas de titânio α + β 8

3.1.3. Ligas de titânio β 10

3.1.4. Fases Metaestáveis 11

3.2. Sistema Ti-Nb-Sn em ligas de titânio 13

3.3. Fadiga 15

3.3.1. Ensaios de fadiga 18

3.3.2. Fadiga em implantes ortopédicos β estabilizadas 20

3.3.3. Laminação a quente 22

4. MATERIAIS E MÉTODOS 25

4.1. Preparação das Ligas 25

4.2. Fusão a arco voltaico para obtenção das ligas 27

4.3. Tratamento de homogeneização e de laminação a quente 28

x

4.4. Análise por difração de raios-X 30

4.5. Análise químicas dos terores de oxigênio e nitrogênio 31

4.6. Microscopia Óptica e Eletrônica de Varredura 31

4.7. Ensaios de Fadiga 33

5. RESULTADOS E DISCUSSÃO

5.1. Análise Microestrutural e Transformações de Fases 34

5.2. Determinação dos teores de oxigênio e nitrogênio 38

5.3. Propriedades em fadiga e corrosão fadiga 38

6. CONCLUSÕES 48

7. SUGESTÕES PARA TRABALHOS FUTUROS 49

8. REFERÊNCIAS BIBLIOGRÁFICAS 50

xi

LISTA DE FIGURAS

Figura 3.1 – Influência dos elementos químicos que compõem ligas de titânio,

ilustração sobre diagramas de fases (LÜTJERING e WILLIAMS, 2007).............6

Figura 3.2 – Ilustração de diagrama de fase pseudo-binário do tipo β-isomorfo

(LONG E RACK, 1998)........................................................................................7

Figura 3.3 – Imagem das (a) camadas da fase nucleadas no contorno de grão

Microscopia Óptica, (MO) e (b) placas de Widmanstatten, Microscoia Eletronica

de Varredura (MEV) (Banerjee, 2007).................................................................9

Figura 3.4 – Diagrama esquemático ilustrando a formação de estruturas de

Widmannstätten na liga Ti-6Al-4V (Reed Hill, 1994).........................................10

Figura 3.5 – Esquema de diagrama de fases binário apresentando prováveis

alterações de fases em ligas de titânio, com produtos de decomposição da fase

β (Nag, 2008)....................................................................................................11

Figura 3.6 – Imagem de Microscopia Eletrônica de Transmissão – TEM,

mostrando as fases (β), (α”) e (ωisotérmico) da liga Ti-20Nb resfriada

rapidamente em água (Aleixo, 2008)................................................................12

Figura 3.7 – Progresso do módulo de elasticidade com aumento do teor de Nb

em ligas Ti-Nb (Ozaki, 2004)............................................................................14

Figura 3.8 – Superfície de fratura com falha provocada por fadiga indicando as

regiões de início, propagação e falha (Shigley, 2011)......................................16

Figura 3.9 – Curva S-N ilustrando as diferentes regiões de comportamento dos

materiais. (adaptado de Shigley 2011).............................................................17

Figura 3.10 – Ciclos de tensão típicos em fadiga. (a) Tensão alternada, e (b)

tensão flutuante. (adaptado de Dieter, 1981)...................................................19

Figura 3.11 - Diagrama esquemático da superfície do implante circundada por

meio fisiológico. (Antunes, 2012)......................................................................20

Figura 3.12 – Curvas S-N da liga Ti-24Nb-4Zr-7.6Sn testadas em 0,9% de

NaCl, exceto as que estiverem destacadas como ensaiadas ao ar. Dados da

liga Ti-6Al-4V são sempre apresentados em comparação (Adaptado de Li et

al. 2008).............................................................................................................21

xii

Figura 3.13 – Duplo escoamento para liga Ti-35Nb-2,5Sn (Sá, 2013).............22

Figura 4.1 – (a) Forno a arco-voltaico utilizado para a obtenção das ligas e (b)

Cadinho de cobre do forno arco voltaico...........................................................27

Figura 4.2 – Lingotes obtidos após o processo de fusão: (a) 70g e (b)

140g...................................................................................................................28

Figura 4.3 – Forno a vácuo utilizado no tratamento térmico das ligas.............29

Figura 4.4 – Conjunto de lingote e chapa de aço antes (a) e depois da

laminação (b).....................................................................................................29

Figura 4.5 – Dimensões nominais dos corpos de prova em milímetros..........33

Figura 4.6 – (a) Equipamento utilizado nos ensaios de fadiga e fadiga corrosão

e (b) Câmara instalada em maquina de ensaio cíclico......................................33

Figura 5.1 – Micrografias (microscópio óptico - MO) da liga Ti-35Nb-2,5Sn: (a)

e (b), Solubilizadas por 12 horas com resfriamento em forno aumento de 200 e

500 vezes, respectivamente; e em (c) respectivo difratograma de raios-X da

liga........................................................................................34

Figura 5.2 – Micrografias (microscópio óptico - MO) da liga Ti-35Nb-2,5Sn: (a),

(b) e (c) das amostras laminadas a 800°C seguido de resfriamento em água,

aumento respectivo de 100 vezes em (a) e (b) e 200 vezes em (c), e em (d)

Respectivo difratograma de raios – X da liga....................................................36

Figura 5.3 – Micrografias (microscópio óptico - MO) da liga Ti-35Nb-2,5Sn: (a)

região superfial e (b) região interior, das amostras laminadas quente e

reaquecidas a 800°C por 15 minutos seguido de resfriamento em água,

aumento respectivo de 100 vezes em (a) e (b) 50 vezes e em (c), Respectivo

difratograma de raios – X da liga.......................................................................37

Figura 5.4 – Duplo escoamento para liga Ti-35Nb-2,5Sn (HERSH, 2013).......39

Figura 5.5 – Superfície de fratura de corpos de prova testados em fadiga para

liga Ti-35Nb-2,5Sn, 1 – ponto de nucleação de trinca e 2 – zona de ruptura

final....................................................................................................................40

Figura 5.6 – (a) Microscópio óptico – MO, aumento de 50 vezes, (b) e (c)

Microscopia eletrônica de varredura – MEV zona de início de trinca (apenas

xiii

fase β), e (d) e (e) Microscopia eletrônica de varredura – MEV zona de ruptura

final (fases β e α”), para corpo de prova testado a 250 MPa ao ar...................41

Figura 5.7 – Microscópio óptico – M.O., (a) grãos recristalizados de menor

tamanho e agulhas de (α”) em zona de ruptura final e em (b ) trinca

propagando, para corpo de prova testado a 225 MPa ao ar, aumento respectivo

de 50 e 500 vezes..............................................................................................42

Figura 5.8 – Curva que mostra o comportamento de tensão máxima cíclica

aplicada pelo número de ciclos até a fratura dos C.Ps. da liga de Ti-35Nb-2,5Sn

laminado a quente. Série 1: Corrosão-Fadiga (solução de água e 0,9% de

NaCl), - corpo de prova fraturado na rosca; Série 2: Fadiga ao ar.................43

Figura 5.9 – Em (a) análise fractográfica obtida por MEV, da liga Ti-35Nb-

2,5Sn após ensaio de fadiga a uma tensão nominal de 350 MPa. Em (b) e (c)

estrias de fadiga e em (d) e (e) microcavidades...............................................44

Figura 5.10 – Em (a) análise fractográfica obtida por MEV, da liga Ti-35Nb-

2,5Sn após ensaio de corrosão - fadiga a uma tensão nominal de 250 MPa. Em

(b) planos de propagação de trinca, em (c) mudança de planos e em (d) e (e)

microcavidades rasas........................................................................................45

xiv

LISTA DE TABELAS

Tabela 3.1 – Composição da ligas de Ti c.p (ASTM F67, 2006).........................8

Tabela 3.2 – Norma ASTM E 739 - 10 o número mínimo de corpos de prova e o

valor de replicação recomendados....................................................................18

Tabela 4.1– Grau de pureza do niobio e estanho utilizados na preparação das

ligas...................................................................................................................26

Tabela 4. 2 – Composição química do titânio grau 2, ASTM B 348, (2005)......26

Capítulo 1 - Introdução

Dissertação de Mestrado – Carlos Eduardo Celestino de Andrade.

1

1. INTRODUÇÃO

Os materiais metálicos biomédicos apresentam notável importância na

reconstrução de tecidos estruturais que falharam. Atualmente, cerca de 70 a

80% de implantes ortopédicos são obtidos a partir de materiais metálicos. No

entanto, estes materiais biomédicos apresentam características biofuncionais

que precisam ser melhoradas (NIINOMI et al. 2012). A seleção de um material

a ser empregado como implante ortopédico requer critérios que são

determinantes para o sucesso pretendido durante a aplicação. Portanto, para

aplicações biomédicas os materiais devem satisfazer a critérios em relação à

citotoxidade, à resistência ao desgaste e compatibilidade em termos físicos e

mecânicos com o tecido a ser substituído (ZHOU e LOU, 2011; MAJUMDAR et

al., 2010 e GABRIEL, 2008).

O titânio e suas ligas têm sido empregados, principalmente por

apresentarem maior biocompatibilidade e módulo de elasticidade mais coerente

com a exigência da aplicação (LONG e RACK 1998). Dentre as várias ligas de

titânio, a que possui maior produção comercial é a liga Ti-6Al-4V (ZHAO et al.

2009). Isso se deve principalmente às suas características em tração (alto

desempenho em tração) e baixa densidade, cerca de 42% menor que o aço. A

depender do histórico de processamento termomecânico, esta liga pode

apresentar diferentes arranjos microestruturais, que são classificados como:

globular, acicular ou equiaxial, dependendo da sua morfologia. A microestrutura

acicular é encontrada disposta em lamelas, apresentando-se na forma

martensítica ou em colônias denominadas basketweave /Widmanstätten (ASM

HANDBOOK 1996, ASM HANDBOOK 1991, DING et al. 2002 e GIL et al.

2003). A microestrutura globular (α + β) é requerida pelas normas de materiais

biomédicos (NBR ISO 5832, ASTM F 136).

No entanto, essa liga ainda exibe módulo de elasticidade elevado em

relação ao do tecido ósseo cortical humano, além de apresentar problemas de



2

citotoxicidade atribuídos aos elementos alumínio e vanádio (HSU, et al. 2009 e

ZHAO et al. 2009). Normalmente, a liga Ti-6Al-4V apresenta microestrutura

com pequeno montante da fase (β) (entre 10% do volume a temperatura

ambiente) e grande quantidade de fase (α), (em torno de 90% do volume a

temperatura ambiente) (ASM HANDBOOK. 1991).

Esse inconveniente pode ser solucionado com a produção de ligas de

titânio do tipo β. Existem poucas normas no contexto nacional e internacional

para ligas de titânio do tipo beta, sendo verificadas normas apenas para titânio

ligado a elementos como Nióbio, Molibdênio e Zircônio. Poderiam ser citadas

as normas ASTM F 1295 de 2011, Standard Specification for Wrought

Titanium-6Aluminum-7Niobium Alloy for Surgical Implant Applications, (cuja

norma nacional equivalente é a NBR ISO 5832-11), ASTM F 1713 de 2008,

Standard Specification for Wrought Titanium-13Niobium-13Zirconium Alloy for

Surgical Implant Applications, ASTM F 2066 de 2011, Standard Specification

for Wrought Titanium-15 Molybdenum Alloy for Surgical Implant Applications,

ASTM F 2146 de 2013, Standard Specification for Wrought Titanium-

3Aluminum-2.5Vanadium Alloy Seamless Tubing for Surgical Implant

Applications. Essas ligas exibem baixos módulos de elasticidade, com o

benefício de serem produzidas com elementos que não apresentam

citotoxicidade (ZHANG et al. 2012). Estudos recentes tem demonstrado que é

possível reduzir ainda mais o módulo de elasticidade em ligas titânio com

nióbio. Em geral, o nióbio é o elemento betagênico mais amplamente usado e

atualmente a concentração crítica é estabelecida em aproximadamente 40 %

em peso de Nb, necessária para reter a fase β que ocorre em elevadas

temperaturas (HANADA et al. 2005). O Brasil tem importantes jazidas de

nióbio. Então, o desenvolvimento de materiais cujo nióbio seja utilizado como

elemento de liga deve ser incentivado.

Atualmente, o estanho tem sido adicionado em pequenos teores às ligas

Ti-Nb (2,5 a 4% em peso), com o objetivo de suprimir a transformação

martensítica em ligas do sistema Ti-Nb (OZAKI et al. 2004). A produção de



3

ligas de titânio β estabilizadas com esses elementos tem apresentado grande

potencial para aplicação em implantes ortopédicos. Nessas ligas o

processamento termomecânico é fundamental para a obtenção das fases

estabilizadas e suas propriedades mecânicas finais. Este procedimento é

dependente de variáveis como: tempo, temperatura de tratamento, taxa de

resfriamento, condições de deformação, e composição química (GROSDIDIE e

PHILIPPE. 2000, MATSUMOTO et al. 2007e CREMASCO et al. 2011).

Na literatura encontram-se registros de ligas do sistema Ti-Nb-Sn que

foram submetidas à laminação a frio com níveis de redução da ordem de 90%,

e posteriormente tratadas termicamente (MATSUMOTO et al. 2007). Ao

analisar os resultados desses estudos se percebe que ligas do sistema Ti-Nb-

Sn sob essa rota de fabricação apresentam elevada relação de resistência

mecânica pelo módulo de elasticidade (MATSUMOTO et al. 2007, KIM et al.

2005 e ELIAS et al. 2006, SUN, et al. 2011). Porém, observa-se a redução da

ductilidade através desses elevados níveis de laminação a frio. Além disso, em

uma perspectiva de produção industrial, o processo de redução de 90% a frio

pode tornar-se oneroso. No entanto, em pesquisa realizada recentemente para

ligas do sistema Ti-Nb-Sn laminadas a quente seguido de resfriamento em

água, foi verificado resultados promissores para as ligas com 2,5%Sn. Essas

ligas apresentam como vantagem, maior ductilidade e maior coeficiente de

encruamento (Sá, 2013).

Os implantes metálicos ortopédicos quando em serviço estão

suscetíveis a falhar por mecanismos induzidos por tensões cíclicas, conduzindo

à falha prematura de forma inesperada e catastrófica (TEOH, 2000). Os fatores

desencadeadores são variados. Entre eles podem ser citados a má seleção do

material, erros de projeto, na produção e na inserção do implante, falhas de

reparação do osso, ou até mesmo uma combinação desses fatores (AZEVEDO

e HIPPERT, 2002).



4

A resistência à fadiga do titânio e suas ligas é reportada como de

extrema importância, uma vez que a fadiga é uma das principais causas de

falhas em implantes ortopédicas (TEOH, 2000). Sendo assim, é necessário

entender o comportamento mecânico do implante submetido a tensões cíclicas

e determinar o tempo de vida em fadiga.

As ligas Ti-6Al-4V quando implantadas podem sofrer desgastes em

longo prazo, liberando íons de metais (alumínio e principalmente o vanádio)

que são tóxicos ao organismo humano (ZHANG et al. 2012). Eventualmente, as

partículas de desgaste podem até promover a metalose, que é uma

tumorização importante que pode trazer sérios problemas ao indivíduo portador

do implante.

Para tanto, as ligas de Ti-35Nb-2,5Sn laminadas a quente seguido de

resfriamento em água foram estudadas, a fim de dispor subsídios para que no

futuro o material possa ser normatizado e então comercializado.

Capítulo 2 - Objetivo

Dissertação de Mestrado – Carlos Eduardo Celestino de Andrade 5

2. OBJETIVOS

2.1 OBJETIVO GERAL

O presente estudo tem como principal objetivo investigar as propriedades

em fadiga e corrosão - fadiga de ligas Ti-35Nb-2,5Sn para uso biomédico.

2.2 OBJETIVOS ESPECÍFICOS

Obter as ligas de titânio através da fusão em forno a arco-voltaico contendo

os elementos Nb e Sn com composições que permitam a estabilização da fase

β;

Aplicar procedimentos termomecânicos com 40% de redução a quente dos

lingotes;

Caracterizar microestruturalmente as ligas utilizando-se as técnicas de

difração de raios-x (DRX), microscopias óptica (MO) e eletrônica de varredura

(MEV);

Avaliar o comportamento em fadiga e corrosão-fadiga das ligas através das

diretrizes observadas na norma ASTM E466, a qual descreve os

procedimentos de ensaios de fadiga;

Correlacionar microestrutura e propriedades em fadiga e corrosão-fadiga das

ligas estudadas.

Cápitulo 3 – Revisão da Literatura


3. REVISÃO BIBLIOGRÁFICA

3. 1. TITÂNIO E SUAS LIGAS

O titânio na sua forma elementar tem alto ponto de fusão (1.678ºC) e

apresenta densidade de 4,51 g/cm³ (RACK e QAZI, 2006). O titânio puro exibe

transformação alotrópica, passando da estrutura cristalina hexagonal compacta

fase alfa (α) para a estrutura cúbica de face centrada fase beta (β) no

aquecimento (RAABE et al., 2007, RIBEIRO et al., 2003, SANDER & RAABE,

2008). Quando são adicionados elementos químicos ao titânio, a temperatura

de transformação de fases é significantemente influenciada. Alguns elementos

químicos atuam em sentido de aumentar a temperatura de transformação de

fase, estabilizando a fase (α) enquanto que outros atuam diminuindo a

temperatura de transição estabilizando a fase (β). Pode-se observar ainda que

a depender da suas concentrações, os elementos zircônio (Zr) e estanho (Sn)

não influenciam a temperatura de transição do titânio, e logo, são considerados

neutros. A figura 3.1 ilustra a influência dos elementos químicos que podem

compor uma liga de titânio transformações de fase.

Figura 3.1 – Influência dos elementos químicos que compõem ligas de titânio,

ilustração sobre diagramas de fases (LÜTJERING e WILLIAMS, 2007).

No entanto, os elementos de liga (Zr) e (Sn) quando presentes em

concentrações mais elevadas promovem uma estabilização da fase α. Ao



passo que, para pequenas concentrações é observado estabilização da fase β

(LÜTJERING e WILLIAMS, 2007). A literatura recente mostra que a adição de

pequenas quantidades de (Sn) e (Zr) em ligas de titânio metaestáveis contribui

para a consolidação da fase β, atuando na supressão das fases metaestáveis:

martensita (α”) e ômega (ω) (HAO et al., 2006; ZHENG et al., 2006).

Com a aplicação e o controle de diferentes tratamentos térmicos e a

adição de elementos de liga, são obtidas nas ligas de titânio variações

microestruturais que alteram significativamente suas propriedades. Através do

controle dessas variáveis, que constituem a base para o desenvolvimento de

uma ampla variedade de ligas com propriedades distintas, é possível classificar

essas ligas em três categorias: (ligas α, α + β e β), a depender das suas

microestrutura. A figura 3.2 ilustra um diagrama de fase pseudo-binário do tipo

β-isomorfo.

Figura 3.2 – Ilustração de diagrama de fases pseudo-binário do tipo β-isomorfo (LONG E

RACK, 1998).

3.1.1. Ligas de titânio α

As ligas do tipo α foram as primeiras ligas processadas industrialmente

para aplicação em engenharia, contendo somente elementos alfagênicos. O

titânio em grau de pureza comercial possui excelentes propriedades de

resistência corrosão e ductilidade. A tabela 3.1 mostra a composição química,

segundo a American Society for Materials and Testing (ASTM) que subdivide



essas ligas em quatro graus. Essas ligas apresentam o oxigênio dissolvido

intersticialmente. Sua adição ao titânio provoca aumento da resistência

mecânica, mas redução de tenacidade. Essas ligas, por não apresentarem

transição dúctil-frágil, são indicadas para aplicações criogênicas (Leyens, 2004

e TITANIUM, 1998).

Tabela 3.1 – Composição da ligas de Ti c.p (ASTM F67, 2006).

Composição (% peso)

Elemento Grau 1

UNS R50250

Grau 2

UNS R50400

Grau 3

UNS R50550

Grau 4

UNS R50700

Nitrogênio, máx. 0,03 0,03 0,05 0,05

Carbono, máx. 0,08 0,08 0,08 0,08

Hidrogênio, máx. 0,015 0,015 0,015 0,015

Ferro, máx. 0,20 0,30 0,30 0,50

Oxigênio, máx. 0,18 0,25 0,35 0,40

Titânio Balanço Balanço Balanço Balanço

3.1.2. Ligas de titânio α + β

O grupo constituído por ligas do tipo α+β, apresenta entre 10 a 50% em

volume da fase β (LÜTJERING, 2007). Essas ligas exibem propriedades

mecânicas sensíveis às variações de frações volumétricas das fases α + β. É

observado de forma geral, que a precipitação da fase α, no resfriamento, ocorre

preferencialmente em contornos de grão. Essa microestrutura apresenta-se

com morfologia lamelar ou Widmanstatten (Lee, 2008). Tais morfologias pode

ser observada nas figuras 3.3 que contem o, diagrama ilustrando a formação

de estrutura da Widmanstatten.



(a)

(b)

Figura 3. 3 – Imagem (a) das camadas da fase nucleadas no contorno de grão

Microscopia Óptica, (MO) e (b) placas de Widmanstatten, Microscoia Eletrônica de Varredura

(MEV) (Banerjee, 2007).



Figura 3. 4 – Formação de estruturas de Widmanstätten na liga Ti-6Al-4V (Reed Hill,

1994).

Dentro desse grupo, a liga Ti-6Al-4V é a mais amplamente produzida e

comercializada. Aproximadamente 50% de todo o titânio metálico produzido

mundialmente tem essa aplicação básica (ZENG, 2005). A liga Ti-6Al-4V foi

desenvolvida, a princípio com foco de utilização na indústria aeroespacial e

naval, a partir de 1960, devido as suas características de propriedades

mecânicas otimizadas. Logo depois, foram introduzidas na indústria médica e

odontológica (ELIAS et al., 2006 e CREMASCO et al., 2011).

3.1.3. Ligas de titânio β

As ligas de titânio do tipo β apresentam teores elevados de elementos

betagênicos, estando, esta fase em equilíbrio termodinâmico mesmo na

temperatura ambiente. De forma geral, pode-se afirmar que ligas β oferecem

módulo de elasticidade inferior aos observados nas ligas α + β (Leyens, 2004;



Niinomi, 2003). A literatura recente mostra que a liga Ti-35Nb-4Sn apresentou

módulo de elasticidade de 40 GPa, menor valor de módulo entre ligas de titânio

do tipo β já desenvolvidas (MIURA et al. 2011). As ligas β possuem boa

capacidade de deformação plástica sob uma gama variada de temperaturas e

proporcionam a possibilidade particular de integrar baixo módulo elástico com

elevada resistência à corrosão (SOUZA, 2008). O baixo módulo de elasticidade

é importante para um implante, pois a aproximação ao valores do módulo

elástico do tecido ósseo cortical pode contribuir para a redução da blindagem

de tensões e consequentemente, redução de efeitos adversos de reabsorção

óssea (Niinomi 2008).

3.1.4. Fases Metaestáveis

As ligas de titânio do tipo β em sua maioria são ligas de natureza

metaestável. As fases são formadas principalmente por cisalhamento de planos

atômicos, colapso de planos atômicos e separação de fases quando em

condições de resfriamento rápido, a partir do campo β ao atravessarem uma

temperatura bem definida conhecida como Ms – Transformação martensítica.

(ANKEM & GREENE, 1999; SOUZA, 2008; ALEIXO, 2009). A figura 3. 5 ilustra

esquematicamente o diagrama de fases binário apresentando prováveis

alterações de fases em ligas de titânio, como produtos de alteração da fase β

(NAG, 2008).

Figura 3. 5 – Diagrama de fases binário apresentando prováveis alterações de fases

em ligas de titânio, com produtos de decomposição da fase β (Nag, 2008).



A transformação para a fase (α’) ocorre por cisalhamento de planos

atômicos, a partir da fase β. A fase (α’) é uma estrutura supersaturada, que é

produto de uma transformação sem difusão atômica e apresenta a mesma

composição da matriz com estrutura cristalina hexagonal. Apresenta duas

morfologias distintas. Uma em forma de agulhas e outra denominada por

martensita acicular (Ping, 2006). Para ligas com concentrações mais elevadas

de elementos β estabilizadores, o produto da transformação sem difusão da

fase (α’) sofre distorção, devido principalmente à transformação martensítica

induzida por tensão mecânica à temperatura ambiente, chamada de fase α”

(Laheurt 2005). Também pode ocorrer transformação por cisalhamento

microscópico e homogêneo, devido ao movimento coordenado de átomos

dando origem tambem à fase martensítica ortorrômbica (α”) (Lütjering, 2007). A

figura 3.6 mostra uma imagem de microscopia eletrônica de transmissão –

TEM, ilustrando as fases (β), (α”) e (ωisotérmico) da liga Ti-20Nb resfriada

rapidamente em água (Aleixo, 2009).

Figura 3. 6 – Imagem de Microscopia Eletrônica de Transmissão – TEM, mostrando as

fases (β), (α”) e (ωisotérmico) da liga Ti-20Nb resfriada rapidamente em água (Aleixo adaptado,

2009).



A fase ômega (ω) é formada durante o resfriamento rápido e apresenta-

se como uma estrutura colapsada do plano do cristal CCC ao longo da direção

[111] com mesma composição química da matriz, durante o resfriamento rápido

a partir do campo β (ωatérmico). Também pode ser formada pela nucleação e

crescimento durante procedimento de envelhecimento nas temperaturas entre

200 e 500°C, onde há condições termodinâmicas favoráveis para a difusão

atômica conhecida como (ωisotérmico) (Kim, 2006 e Huang, 2008).

Conforme mencionado anteriormente, a fase α tem seu processo de

nucleação preferencialmente em contornos de grão. No entanto, o processo de

nucleação pode ser iniciado em regiões onde existe a fase martensítica (α”),

junto a precipitados da fase (ω), junto a fase (α’) e em discordâncias.

(Banerjee, 2007; Nag, 2009).

A fase (β’) com estrutura CCC e pobre em soluto, é formada quando

ocorre separação de fases em altas temperaturas ou, quando os teores de soluto são

elevados o suficiente para não permitir condições termodinâmicas para a

precipitação da (ωisotérmico). Deste modo, esse fenômeno pode ser considerado

como uma reação de agrupamento peculiar de sistemas com elevada entalpia

ou que exibem manifestações com convergência em não permitir que os

elementos se misturem (Afonso et al. 2007).

3.2. Sistema Ti-Nb-Sn

Nos últimos anos, têm sido expressiva a busca por novas composições

de ligas de titânio, sendo observado maior interesse em ligas do sistema Ti-Nb

e Ti-Nb-Sn. Em alguns registros encontrados na literatura, foi verificado para

ligas Ti-Nb baixo módulo de elasticidade, quando a concentração de Nb

encontra-se na faixa de 10-20% e 35-50% em peso (Ozaki, 2004). A figura 3.7

mostra a variação do módulo de elasticidade com aumento do teor de Nb em

ligas Ti-Nb (Ozaki, 2004).



Figura 3.7 – Variação do módulo de elasticidade com aumento do teor de Nb em ligas

Ti-Nb (Ozaki, 2004).

Em outros estudos, foram investigadas a influência do Zr e Sn em ligas

do sistema Ti-Nb laminadas a frio. Os autores constataram que a adição de Sn

em ligas Ti-Nb auxilia a consolidar a fase β e inibe a ocorrência da fase ω.

Verificaram ainda, que a elevação do teor de Nb, Zr e Sn faz com que a fase

martensitica α” seja suprimida. As propriedades mecânicas dessas ligas foram

avaliadas e foi observado que houve uma redução do módulo de elasticidade, e

que através de processos térmicos e mecânicos pode-se alcançar valores mais

baixos de módulo de elasticidade e melhores características mecânicas

(HANADA et al 2005).

Em pesquisa publicada por Matsumoto et al. (2005), foi mostrado que a

liga de titânio de composição Ti-35Nb-4Sn submetida à laminação a frio e

tratada termicamente, exibiu tamanho de grão refinado devido à transformação

da fase α” para a fase β. Foi verificado por Zheng et al. (2006) e Hao et al.

(2006) que o aumento de Sn em ligas de titânio influencia de forma a promover

uma redução da temperatura de transformação martensítica. Mais tarde,



Matsumoto et al. (2007), explicaram que o procedimento mecânico de

laminação a frio induz ao desenvolvimento de textura da fase α’’ resultante da

transformação martensítica por tensão, e isso provoca variação do módulo de

elasticidade.

De acordo com Niinomi (2008) é necessário obter implantes ortopédicos

com módulo de elasticidade compatível com o valor do módulo do tecido ósseo

humano adjacente. Isso é importante para evitar que o tecido pouco solicitado

fique sujeito a perder massa, vindo a atrofiar. A diminuição do módulo de

elasticidade proporciona uma melhor distribuição de tensões na matriz óssea,

por que a rigidez do dispositivo implantado é reduzida (Aleixo, 2009; Laheurte

et al., 2010).

A citotoxidade da liga Ti25Nb11Sn trabalhada termomecanicamente foi

investigada por Miura et al. (2011). Essa liga apresentou boa resistência a

corrosão, baixo módulo de eslaticidade e boa biocompatibilidade. De acordo,

com Zhou et al, (2011), as transformações de fases e as características

mecânicas de ligas do sistema TiNbSn devem ser estudadas para produzir

subsídios que serão determinantes para as futuras aplicações biomédicas.

3.3. Fadiga

De acordo com Madayag, (1969) e Osgood, (1970), o fenômeno de

fadiga ocorre com ação simultânea de tensão cíclica, tensão de tração e

deformação plástica localizada. A tensão de tração é responsável pela

formação inicial de trincas, ao passo que a deformação plástica localizada

produzida com a imposição do ciclo de tensões promove o deslocamento de

planos de escorregamento ou cisalhamento de um plano para o plano

adjacente, cuja ocorrência depende do tipo de cristal, da presença de

descontinuidades, precipitados ou vacâncias.

O processo de fadiga possui aspecto de fratura frágil e pode ser dividido

segundo Callister (2007) e Shigley (2004), em três estágios:

(a) 1º Estágio, corresponde ao início de uma ou mais micro-trincas

devido à deformação plástica localizada e cíclica, seguida de propagação



cristalográfica por uma distância de 2 a 5 grãos. A superfície de fratura desse

estagio possui aparência plana e sem caracteristicas especiais.

(b) 2º Estágio, consiste na propagação de micro-trincas e consequente

evolução à macro-trincas. Nesse estágio, é verificado ressaltos concêntricos

que se expandem para longe dos sítios de nucleação de trincas, com

frequência em um padrão circular ou semi-circular, que podem ter aspecto

macroscópio (marcas de praia), microscópio (estrias de fadiga) ou liso,

dependendo de mudanças de nível e freqüência de solicitação cíclica, e por

fim;

(c) 3º Estágio, caracteriza-se por ser a zona onde ocorre a falha

catastrófica, ruptura final, quando o componente não mais suporta a carga e,

portanto, fratura de forma frágil, dúctil ou pela combinação de ambas. A figura

3.8 mostra uma superfície de fratura com falha provocada por fadiga.

Figura 3.8 – Superfície de fratura com falha provocada por fadiga indicando as regiões

de início, propagação e falha (Shigley, 2004).

A determinação do limite de resistência à fadiga de diferentes materiais

para diversos níveis de carga, envolve metodologia de estudo desenvolvida por

Wöhler. Nessa metodologia, são construídas curvas S-N graficando-se a

solicitação aplicada contra o número de ciclos para fratura em escala



logarítmica (Schutz, 1996). A figura 3.9 apresenta uma curva S-N ilustrando

direfentes regiões.

O desempenho dos materiais pode ser dividido em duas regiões: baixo

ciclo e alto ciclo, sendo normalmente considerado alto ciclo acima de mil ciclos

e baixo ciclo abaixo disto (Shigley, 2004).

Figura 3.9 – Curva S-N ilustrando as diferentes regiões de comportamento dos

materiais. (adaptado de Shigley 2004).

3.3.1. Ensaios de fadiga

O levantamento das curvas S-N envolve métodos estatísticos, que

demandam um número elevado de corpos de prova, como o método (probit) e

o método escada (step size).

Para execução do método probit, é necessário que um conjunto de

corpos de prova seja ensaiado por um número de ciclos determinado, sob

níveis diferentes de carregamento cíclico, de forma tal que o limite ou a



resistência a fadiga, esteja inserido no intervalo de tensões aplicadas. O limite

de fadiga que é uma tensão máxima cíclica que não produzirá falha,

independente do número de ciclos ou a resistência a fadiga, que é uma tensão

máxima cíclica que produz a falha em um determinado número de ciclos, são

determinados a partir da fração de corpos de prova que falharam. A tensão

equivalente a 50% de expectativa de fratura corresponde ao limite de fadiga ou

resistência à fadiga, Osgood, (1970). O método escada é uma variação do

método probit, com o benefício de utilizar uma quantidade inferior de corpos de

prova, mínimo de 18 corpos de prova.

No entanto, a Norma ASTM E 739 (2010), define uma equação que

auxilia na determinação do número de níveis de amplitude e determina o

número mínimo de corpos de prova e o valor de replicação recomendados de

acordo com o tipo de ensaios conduzidos (tabela 3.2).

Tabela 3.2 – Norma ASTM E 739 - 10 número mínimo de corpos de

prova e o valor de replicação recomendados.

Tipo de ensaio Nº de corpos

de prova

Replicação mínima

(%)

Preliminar 6 a 12 17 a 33

Pesquisa em componentes e corpos de

prova

6 a 12

33 a 50

Dados utilizáveis em projeto 12 a 24 50 a 75

Dados com confiabilidades estatística 12 a 24 75 a 88

O comportamento em relação à fadiga dos materiais metálicos pode

variar dependendo de vários fatores, tais como, forma em que está afixado o

corpo de prova no equipamento, equipamento para ensaio disponível,

microestrutura da amostra, composição química da liga, ambiente e

temperatura do ensaio e condições de carregamento empregado.

Os modos mais comuns para execução de ensaios de fadiga são axial,

flexão e flexão rotativa. Os parâmetros são variados para descrever as



magnetudes das solicitações aplicadas. É necessário apenas duas quantidades

para descrever completamente um ciclo de fadiga com amplitude constante.

Tensão máxima e razão de carregamento, ou amplitude de tensão e tensão

média (Dieter 1981). A figura 3.10 ilustra ciclos de tensão típicos em fadiga. (a)

tensão alternada, e (b) tensão flutuante.

Figura 3.10 – Ciclos de tensão típicos em fadiga. (a) Tensão alternada, e (b) tensão

flutuante. (adaptado de Dieter, 1981).

3.3. 2. Fadiga em implantes ortopédicos β estabilizados

A falha por fadiga de componentes implantados é reportado como um

dos principais motivos de perda de implantes ortopédicos (Niinomi et al. 2012).

Para entender os mecanismos relacionados a falha por fadiga é necessário

compreender a interface entre o dispositivo e o tecido circundante. A figura

3.11 apresenta um diagrama da superfície do implante circundada por meio

fisiológico.



Figura 3.11 - Diagrama esquemático da superfície do implante circundada por meio

fisiológico. (Antunes, 2012).

São verificadas três interfaces distintas: camada de absorção molecular,

camada passiva de óxido e camada de deformação do dispositivo da prótese.

Ao ser aplicado carregamento cíclico são formadas pequenas zonas de

deformação plástica e liberação de partículas de degradação microscópicas,

que auxiliam para a dissolução da camada passiva de óxido. É observado,

ainda, zona de dano, localizada abaixo da camada passiva (Antunes, et al.

2012).

O fenômeno de fadiga pode ser conduzido sob dois modos distintos:

fadiga controlada por deformações cíclicas, geradas em resposta ao elevado

nível de tensão cíclica, ou fadiga de alto ciclo, controlada por tensões cíclicas

baixas. A vida em fadiga depende do modo de deformação, sendo mais

pronunciada no regime de alto ciclo, no qual predomina o estágio do

crescimento da trinca (Shigley, 2004, Dieter, 1981, Callister, 2007, Li et al.

2008). A figura 3.12 mostra diferentes curvas S-N para ligas de titânio-nióbio

que foram submetidas a diferentes tipos de tratamentos termomecânicos.



Figura 3.12 – Curvas S-N da liga Ti-24Nb-4Zr-7,6Sn testadas em 0,9% de NaCl,

exceto as que estiverem destacadas como ensaiadas ao ar. Dados da liga Ti-6Al-4V são

sempre apresentados em comparação (Adaptado de Li et al. 2008).

A resistência à fadiga em alto ciclo é determinada pela resistência à

fadiga na etapa de nucleação da trinca e varia conforme a microestrutura. A

resistência a tração pode ser relacionada com a resistência à fadiga. Para os

materiais mais conhecidos, como os aços, essa relação é bem conhecida e

divulgada. O limite de fadiga de uma liga de aço fica em torno de 50 % da

resistência a tração. Mas a variação pode ser muito grande em função de

parâmetros tais como microestrutura, geometria, distribuição de tensões no

sólido , além de parâmetros relativos ao tipo de carregamento aplicado. Além

disso, essa relação não é muito bem conhecida para outras ligas menos

aplicadas, nem tão pouco para essas novas ligas de titânio. Niinomi et. al.

(1998) reportou alguns resultados como por exemplo para a liga Ti-29Nb-13Ta-

4,6Zr. O aumento da resistência à tração pode conduzir ao aumento da

resistência à iniciação e propagação de trinca por fadiga, que por sua vez

causa o aumento da resistência à fadiga.



Ligas do sistema β (Ti-Nb, Ti-Nb-Sn e Ti-Mo) exibem o fenômeno de

duplo-escoamento durante ensaio de tração. De acordo com Sá, (2013) e

ZHANG. et al. (2012), há um decréscimo do primeiro limite de escoamento para

ligas com teores de Sn até 5,0%, e apresenta tendência a aumentar para

teores maiores de (Sn).

A figura 3.13 apresenta o fenômeno de duplo escoamento para a liga Ti-

35Nb-2,5Sn (Sá, 2013), obtido através do método offset (0,5%), segundo a

norma ASTM E8/E8M-11. De acordo com estes estudos, é requerido um valor

de tensão relativamente baixo para induzir a transformação martensítica.

Figura 3.13 – Duplo escoamento para liga Ti-35Nb-2,5Sn (Sá, 2013).

É verificado que o primeiro limite de escoamento (baixo valor de tensão),

está associado à transformação martensítica α” a partir da fase β. Por sua vez,

a transformação martensítica promove um ligeiro aumento da vida em fadiga

nessas ligas (Leyens, 2004). Segundo Gough, (1933) um metal sob

carregamento cíclico se deforma por deslizamento nos mesmos planos



atômicos e nas mesmas direções cristalográficas que em deformação

unidirecional.

De forma geral, ligas β apresentam indicativos de boa capacidade de

deformação plástica. E isso pode ser demonstrado ao analisar fractografias de

corpos de prova que falharam por fadiga. Percebe-se espaçamentos grandes

entre as estrias de fadiga, além de microcavidades profundas e de tamanhos

variados (Lin, 2002).

3.3. 3. Laminação a quente

Os processos de deformação plástico a frente são executados em

temperaturas acima da temperatura de recristalização do material, tendo como

benefício uma maior capacidade de deformação do que em processos a frio.

No trabalho a quente processos de recuperação dinâmica e/ou recristalização

dinâmica ocorrem simultaneamente com a deformação. Por sua vez, a

deformação plástica a frio produz um aumento na resistência do material,

devido a movimentação de discordâncias, encruando-o, promovendo um

decréscimo na ductilidade (Callister, 2007).

As operações de trabalho a quente possibilitam grandes deformações,

assim como um certo controle das propriedades mecânicas. A literatura mostra

que o trabalho a quente ajuda a diminuir as heterogeneidades da estrutura dos

lingotes fundidos, devido às rápidas taxas de difusão presentes nas

temperaturas mais elevadas. Vazios podem ser eliminados pelo caldeamento

destas cavidades e a estrutura dendrítica constituída por grãos grosseiros da

peça fundida é eliminada e refinada em grãos eqüiaxiais recristalizados e de

menor tamanho. As variações estruturais devido ao trabalho a quente

proporcionam um aumento na ductilidade e na tenacidade à fratura, quando

comparado com materiais em estado fundido (Dieter, 1981). O trabalho

mecânico a frente, com repetidos recristalizações, o refino do tamanho de grão

dos materiais metálicos. Para ligas de titânio beta, foi verificado que a medida

que se aumenta o número de passes o tamanho de grão diminui

consideravelmente (Wang et al, 2011).

Capítulo 4 – Materiais e Métodos


4. MATERIAIS E MÉTODOS

O presente estudo envolveu a preparação de ligas Ti-35Nb-2,5Sn por fusão

em forno a arco voltaico, utilizando-se os procedimentos listados a seguir.

Todas as composições das ligas apresentadas neste texto são dadas em

porcentagem em peso.

Preparação das matérias-primas;

Obtenção das ligas por fusão a arco voltaico;

Tratamentos térmicos e termomecânicos;

Análise química;

Análise por difração de raios-X;

Análise microestrutural por microscopias óptica e eletrônica de varredura;

Ensaios de fadiga;

Ensaios de corrosão-fadiga.

4.1. Preparação das Ligas

O primeiro estágio do trabalho experimental envolveu o corte da matéria

– prima Ti e Nb em serra disco Modelo CM 40, em pequenos pedaços, que

visavam uma melhor acomodação no interior do cadinho de cobre do forno de

fusão a arco. Para composição da liga, foram utilizados os elementos Ti, Nb e

Sn, conforme indicado na tabela 4.1 e tabela 4. 2.



Tabela 4.1 – Grau de pureza do niobio e estanho utilizados na preparação das

ligas.

Elemento Grau de Pureza (%) Procedência

Nióbio 99,50 CBMM

Estanho 99,98 Sigma Aldrich

Tabela 4. 2 – Composição química do titânio grau 2, ASTM B 348, (2005).

Determinações Nitrogênio Oxigênio Nióbio Outros Titânio

Porcentagem em peso (%)

0,03

0,25

-

0,395

Balanço

Após o corte dos metais, foi feita a decapagem do titânio em capela

adequada, empregando solução composta por água, ácido nítrico NHO3 e

ácido fluorídrico (HF), na proporção de 1:1:1 que teve por finalidade a limpeza

e eliminação das impurezas e da camada de óxido presente na superfície do

metal. Para o Nb, foi preparada solução composta de água, ácido sulfúrico

(H2SO4), ácido nítrico NHO3, ácido fluorídrico (HF) na proporção de 1:1:1:1.

Concluída essa etapa, os materiais foram enxaguados em água corrente,

álcool e secos com o auxílio de um secador manual de ar quente. O Sn foi

adquirido na forma de pequenos grânulos não precisando portanto ser

decapado.

Para a etapa de fusão a arco, apresentada a seguir, os grânulos do Sn

foram dispostos de maneira a ficarem envolvidos entre os pedaços do nióbio e

do titânio. Este procedimento foi adotado para evitar a vaporização do Sn frente

à imposição do arco voltaico.



4.2. Fusão a arco voltaico para obtenção das ligas

Após a etapa de decapagem, foi realizada a pesagem, em balança

analítica, para obter lingotes com 70 gramas.

Para o procedimento de fundição iniciou-se pela limpeza do cadinho.

Transcorrida esta etapa, a matéria-prima foi introduzida no interior do cadinho,

fechando-se o forno. Iniciaram-se a partir daí, procedimento de purga intercalado com a

admissão de argônio a cada 10 minutos, visando à produção de atmosfera inerte. Esse

procedimento foi realizado quatro vezes e teve como objetivo reduzir possíveis

contaminações do lingote.

A fusão para obtenção das ligas foi realizada em forno marca Analógica

modelo AN0270, constituído de câmara cilíndrica de aço inoxidável austenítico. O

arco-voltaico foi produzido junto ao cadinho de cobre, através de eletrodo não

consumível de tungstênio. A câmara é constantemente refrigerada e possui uma janela

que proporciona visualização do lingote durante a fusão, conforme ilustra a figura 4.1.

(a) (b)

Figura 4.1 – (a) Forno a arco-voltaico utilizado para a obtenção das ligas e (b) cadinho

de cobre do forno arco-voltaico.



Ao término de cada fusão, o lingote foi girado dentro do cadinho e refundido.

Isso repetiu-se por seis vezes, garantindo assim uma melhor homogeneização do

lingote. Os lingotes de 70 gramas foram refundidos para que adquirissem 140 gramas,

condição necessária para o procedimento termomecânico. A figura 4.2 mostra a forma

final dos lingotes de 70 e 140 g, obtidos após a fusão.

(a) (b)

Figura 4.2 – Lingotes obtidos após o processo de fusão: (a) 70g e (b) 140g.

4.3. Tratamento de homogeneização, de laminação a quente e de

solubilização

Objetivando eliminar heterogeneidades composicionais resultantes do

processo de solidificação, os lingotes de 140 g, foram submetidos a

tratamentos térmicos de homogeneização à temperatura de 1000ºC por período

de 12 h (figura 4.3). Para tanto, foi utilizado forno tipo mufla marca INTI e

modelo FL 11300, com atmosfera inerte de argônio 5.0 analítico.



Figura 4.3 – Forno a vácuo utilizado no tratamento térmico das ligas.

Transcorrida a etapa de homogeneização os lingotes foram laminados a

quente na temperatura de 800°C seguida de resfriamento em água, obtendo-se

chapas com redução de 40% em relação ao lingote original, e espessura de 8

mm. O procedimento de laminação a quente teve início com o posicionamento

dos lingotes de forma a coincidir seu eixo transversal menor com a direção

normal da chapa de aço AISI 1020 utilizada como molde. A temperatura da

laminação a quente foi controlada com auxílio de termopar inserido em um

orifício lateral da chapa. A figura 4.4 apresenta o conjunto de lingote e chapa

de aço antes e depois da laminação.

(a) (b)

Figura 4.4 – Conjunto de lingote e chapa de aço antes (a) e depois da laminação (b).

A laminação foi realizada em duas etapas: A primeira teve como objetivo

uma pequena redução da espessura da chapa, para 12 mm, essa medida

garantiu o preenchimento do alojamento pelo material do lingote. A segunda,



deformação do lingote atingiu a espessura final de 8 mm. O resfriamento em

água iniciou-se 5 s após a laminação, e o valor da taxa de resfriamento entre

650°C e 150°C foi de aproximadamente 200°C/s. Antes de cada passe da

laminação, as amostras foram reaquecidas a 800°C por 15 min.

Amostras do material laminado foram submetidas a um tratamento

térmico de solubilização a 8000 C por 15 minutos e resfriadas em água a 250 C.

este tratamento térmico foi aplicado para verificar possíveis diferenças

microestruturais do material, ocorridas durante a laminação.

4.4. Análise por difração de raios-X

A análise por difração de raios-x foi realizada em difratômetro da marca

Shimadzu modelo XRD-6000. Foi empregada tensão de 40 kV, corrente de 30

mA e intervalo angular de varredura entre 30° ≤ 2θ ≤ 90°, utilizando alvo de Cu-

Kα (λ= 1,54 Å). Os dados do (Joint Committee of Powder Diffraction Standards)

– JCPDS foram usados para auxiliar no processo de identificação.

As amostras obtidas após tratamento térmico de homogeneização,

processo termomecânico e reaquecidas a 800 ºC por 15 minutos seguido de

novo resfriamento em água foram submetidas à difração de raios-X. Essa

análise teve a finalidade de detectar eventuais mudanças de fases originadas

da laminação. Para a realização das microscopias ópticas e eletrônicas foram

usadas as mesmas amostras.

4.5. Análise químicas dos teores de oxigênio e nitrogênio

Para a determinação dos teores de oxigênio e nitrogênio, as amostras

que foram laminadas a quente foram cortadas e analisadas, por fusão em

ambiente de gás inerte em máquina “Inert Gas Fusion Instruments”, Modelo:

TC 436 – Fabricante – Leco. Os sinais detectados são comparados ao material

de referência, que são baseados na norma ASTM E 1409-08 e o resultado é

apresentado em porcentagem de oxigênio e nitrogênio. Os teores de Ti, Nb e

Sn são controlados através da pesagem inicial, visto que não se espera perdas



significativas durante a fundição. Entretanto, para verificar se a atmosfera

gerada na fusão foi eficiente, é importante a análise química do O e N.

4.6. Microscopias Óptica e Eletrônica de Varredura

A preparação para análises microestruturais foi realizada segundo

procedimento específico (ASM Handbook Metals, 1991). As amostras foram

embutidas a frio em resina de poli metacrilato de metila (PMMA) e preparadas

para análise, utilizando-se lixas d´água de grana 240, 320, 400, 600, 800 e

1200, nesta ordem. O polimento mecânico foi realizado com panos e pasta de

diamante nas granulometrias de 6 μm e 3 μm, lubrificados com álcool etílico

absoluto. Na sequência foi usada suspensão de alumina até a total eliminação

de riscos. O ataque químico Kroll, foi empregado para revelar a microestrutura

das amostras. Essa solução aquosa é constituída por: 65 ml de água destilada,

5 ml HF (48%) e 30 ml de NHO3 . Após o ataque químico das amostras, elas

foram analisadas microscopicamente. Para análise microestrutural foram

usados microscópio óptico modelo Carl ZEISS Axio SCOPE A.1. e microscópio

eletrônico de varredura - JEOL JCM-5700.

4.7. Ensaios de Fadiga

O ensaio de fadiga foi conduzido conforme preceitua a norma – ASTM E

466, (2007). As medidas foram realizadas em máquina MTS, modelo

Landmark, com razão de carregamento R = 0,1 e frequência de 30 Hz, à

temperatura ambiente, em meio não agressivo (ambiente) e em meio agressivo

(solução aquosa 0,9% NaCl). Neste último caso foi utilizada razão R = 0,1 e

baixa frequência de 1 Hz (Li et al, 2008). Essa baixa frequência foi aplicada

pois em ensaios de corrosão-fadiga é necessário tempo para que o meio

corrosivo atue na frente de propagação de trinca.

A resistência à corrosão – fadiga do titânio é quase independente do

valor de pH (Yu et al. 1993). As dimensões dos corpos de prova utilizados são

dependentes das dimensões obtidas após laminação a quente e estão



apresentadas na figura 4.5. O eixo dos corpos de prova foi direcionado

segundo a direção de laminação das chapas.

Figura 4.5 – Dimensões nominais dos corpos de prova em milímetros.

Os corpos de prova foram usinados, lixados e polidos longitudinalmente,

de tal forma que não apresentassem riscos ou marcas e defeitos que criariam

efeitos indesejáveis na etapa de iniciação da trinca no ensaio de fadiga.

Uma câmera de acrílico foi construída para os ensaios de corrosão-

fadiga. Esta câmera permitiu a fixação dos corpos de prova em ambiente com

aeração controlada do meio agressivo (figura 4.6)



(a)

(b)

Figura 4.6 – (a) Equipamento utilizado nos ensaios de fadiga . (b) Câmara instalada

em máquina de ensaio cíclico de corrosão fadiga.

Capítulo 5 – Resultados e Discussões


5. RESULTADOS E DISCUSSÃO

5.1 Análise Microestrutural e Transformações de Fases

A figura 5.1 mostra as microscopias ópticas obtidas para a liga

homogeneizada por 12 horas com resfriamento em forno, e o respectivo

difratograma de raios-X. As análises microestruturais via microscopia ótica

estão em concordância com as informações obtidas da difração de raios-X, ou

seja, o produto da homogeneização é uma matriz composta por grãos

equiaxiais grosseiros da fase β.

(a)

(b) (c)

Figura 5.1 – Micrografias (microscópio óptico - MO) da liga Ti-35Nb-2,5Sn: (a) e (b), homogeneizada por 12 horas com resfriamento em forno; respectivamente; e Respectivo

difratograma de raios-X da liga em (c).



Percebe-se através das análises, microestrutura com ausência da fase

α. Sá (2013) aplicou o mesmo tratamento na mesma liga e verificou a presença

de pequena quantidade da fase alfa. Eventualmente, a retenção da fase alfa no

estudo anterior pode ter ocorrido por variações no teor de impurezas

alfagênicas como o oxigênio (não informado o teor no estudo). Quando baixas

taxas de resfriamento são aplicadas, verifica-se a formação de estruturas em

equilíbrio termodinâmico a temperatura ambiente, com pouca precipitação de

fases metaestáveis. A formação da fase beta era esperada nesta etapa de

tratamento, devido a grande quantidade de (Nb), que é um elemento

betagênico, e de (Sn) que auxilia na consolidação da fase β (HANADA et al

2005).

A figura 5.2 apresenta os resultados de microscopia óptica e difração de

raios-X, respectivamente, das amostras laminadas a 800°C por 15 min com

redução de 40 % seguido de resfriamento em água. Nota-se grãos alongados

essencialmente de fase β, bandas de cisalhamento e contornos de grãos

alinhados paralelamente a direção de laminação, e pequena fração volumétrica

da fase α” (agulhas orientadas). A difração de rios - x está consistente com os

resultados da análise microscópica, visto que só foram identificados picos

característicos de pequena intensidades para a fase α”. Sabe-se que a fase α

tem seu processo de nucleação em regiões onde existe a fase martensítica

(α”), junto a precipitados da fase (ω), junto a fase (α’) em discordâncias e

preferencialmente em contornos de grão (Banerjee, 2007; Nag, 2009). Um pico

de pequena intensidade de fase alfa foi observado logo acima de 30 graus no

difractograma. Entretanto, a presença de apenas um pico e de baixa

intensidade dificulta a afirmação de que esta fase está presente. Já a fase α”

pode ser considerada, visto que foram obtidos dois picos de pequena

intensidade (entre 40 e 45 graus) no difractograma. Este resultado está de

acordo com o estudo anteriormente realizado por Sá (2013). Este resultado é

importante pois os ensaios mecânicos, objeto principal desse estudo, foram

aplicados nesta microestrutura.

A fase martensítica (α”), pode ser verificada, na forma de agulhas

orientadas, produzidas provavelmente durante o processamento

termomecânico seguido de têmpera em água. Esta fase pode ter sido formada,



por transformação martensítica induzida por tensão mecânica à temperatura

ambiente (Laheurt 2005), ou ainda, por transformação induzida devido ao

movimento coordenado de átomos provocando cisalhamento microscópico e

homogêneo durante o resfriamento rápido (Lütjering, 2007).

(a)

(b)

(d)

(c)

Figura 5.2 – Micrografias (microscópio óptico - MO) da liga Ti-35Nb-2,5Sn: (a), (b) e (c)

das amostras laminadas a 800°C seguido de resfriamento em água. Respectivo difratograma

de raios – X da liga (d).



O efeito da laminação a quente sobre a microestrutura da liga laminada

foi observado através da aplicação de reaquecimento a 800ºC durante 15

minutos seguido de têmpera em água. O difratograma de raios-X é mostrado

na figura 5.3. Como pode ser verificado, nesta condição, apenas microestrutura

composta de fase β foi confirmada através da análise por difração de raios-X.

Figura 5.3 – Difratograma de raios – X da liga Ti-35Nb-2,5Sn laminada quente e

reaquecida a 800°C por 15 minutos seguido de resfriamento em água.

Sá (2013) encontrou a fase α” em pequena quantidade para a mesma

liga solubilizada nas mesmas condições antes da laminação.

A transformação da fase martensítica ortorrômbica (α”), para a fase (β),

na liga reaquecida, mostra que o procedimento de laminação a quente produz

esta fase (α”), prioritariamente por tensão mecânica. A liga Ti-35Nb-2,5Sn

contém teores elevados de elementos β-estabilizadores que quando resfriada

rapidamente caracteriza-se por sua disposição em se transformar em

martensita α” ou na fase atérmica (ω) que apresenta-se como uma estrutura

colapsada do plano do cristal CCC ao longo da direção [111] de mesma

composição química da matriz (Kim, 2006 e Huang, 2008).



5.2 Determinação dos teores de oxigênio e nitrogênio

Os resultados obtidos na determinação dos teores de oxigênio e

nitrogênio foram comparados com os valores máximos permitidos pela norma

ASTM B 348-05 para o titânio grau 2 (tabela 4.2). A análise química da amostra

Ti-35Nb-2,5Sn (Tabela 5.2) revelou a manutenção do teor de nitrogênio

específico para titânio grau 2, e a elevação do teor de oxigênio de 0,25 para

0,38 em peso. Isto pode estar associado ao processo de fusão da liga ou

contaminação dos elementos nióbio e estanho. O oxigênio intersticialmente

dissolvido pode provocar aumento da resistência mecânica, quando em teores

elevados (Leyens, 2004). Além disso, pode favorecer a formação da fase α”,

verificada na amostra laminada a quente. Entretanto, é possível supor que este

teor encontrado está adequado para a classificação da liga de titânio.

Tabela 5.1 – Análise química do lingote Ti-35Nb-2,5Sn.

Determinações Nitrogênio Oxigênio

Porcentagem em peso (%)

0,03

0,38

5.3 Propriedades em fadiga e corrosão - fadiga

A avaliação do comportamento em fadiga da liga Ti-35Nb-2,5Sn em

estudo foi realizada por meio de ensaio de fadiga axial. O limite de fadiga da

liga foi obtido segundo o método observado na Norma ASTM E 739 (2010).

Inicialmente, informações obtidas de ensaios de tração da liga Ti-35Nb-2,5Sn

(Sá, 2013) foram utilizados na determinação do valor inicial de tensão máxima

para os ensaios de fadiga.

O mecanismo de deformação plástica para ligas do sistema β, pode

estar associado a movimentação de discordâncias, maclagem, transformação

martensítica induzida por tensão mecânica, ou ainda por uma combinação



destes fatores. A literatura recente mostra que a transformação martensítica

(fase α”) induzida por tensão mecânica é responsável pelo fenômeno de duplo

limite de escoamento, estando associado ao primeiro estágio de escoamento

(KIM et al., 2005; LI et al., 2008).

Corpos de prova testados em fadiga foram analisados por microscopia

para verificar a formação de fase martensítica por deformação. Através da

análise de baixo aumento da superfície de fratura dos corpos de prova de

fadiga, foram determinadas as zonas de início (nucleação) e ruptura final, de

forma que ao proceder o lixamento em sua seção longitudinal fosse possível

identificar exatamente tais zonas. Todas as fraturas apresentam aspecto

peculiar de processo de propagação de trinca, identificada pela região plana

mais lisa, seguida da ruptura final mais rugosa (figura 5.5). A região lisa

apresenta diversas linhas radiais que indicam a direção de propagação a partir

da origem. A morfologia de fratura indica que a microestrutura do material é

pouco refinada.

Figura 5.5 – Superfície de fratura de corpos de prova testados em fadiga para liga Ti-

35Nb-2,5Sn, 1 – ponto de nucleação de trinca e 2 – zona de ruptura final.

A figura 5.6 apresenta duas metalografias obtidas em MEV

respectivamente da zona de nucleação de fadiga, conforme indicado na [figura

5.6 – (a)] macrografia e da ruptura final. No ponto de nucleação, observa-se

apenas aspecto característico de fase β. A deformação plástica localizada e

cíclica não foi suficiente para induzir a transformação martensítica fase α” a



partir da fase β em grande volume de material. Na zona de ruptura final,

percebe-se aspecto morfológico das fases β e α”. Neste ponto, a atuação da

componente de tração do ciclo de tensões opera produzindo pequenos

movimentos de planos de deslizamento que fazem 45° com o plano da trinca.

Na ponta da trinca, é verificado aumenta da tensão local para níveis que estão

acima da resistência coesiva, promovendo transformação martensítica α” a

partir da fase β antes da ruptura do corpo de prova.

A figura 5.7 ilustra uma trinca propagando através dos grãos da liga Ti-

35Nb-2,5Sn testada ao ar. A propagação da trinca ocorre de maneira

trasgranular.

(a)

(b) (c)

Figura 5.6 – (a) Grãos beta no início da trinca (seta) e agulhas de (α”) em zona de

ruptura final. (b) e (c) Microscopia eletrônica de varredura – MEV, em (b) Zona de início de

trinca (morfologia característica fase β) e em (c), Zona de ruptura final ( aspectos morfológicos

para as fases β e α”), para corpo de prova testado a 250 MPa ao ar.



Figura 5.7 – Microscópio óptico – MO, trinca propagando, para corpo de prova testado

a 225 MPa ao ar.

O comportamento em fadiga ao ar e corrosão-fadiga da liga submetida à

laminação a quente está ilustrado na curva S-N da figura 5.8. Percebe-se que

o valor limite de ciclos foi de N > 2x106 para tensões entre 200 e 400 MPa.

Observa-se a tendência do material nas duas condições de teste de resistir a

uma tensão de 225 MPa por 2 milhões de ciclos sem ruptura. Esse limite de

resistência à fadiga em alto ciclo é controlada pela etapa de nucleação da

trinca e essa varia conforme deslocamento de planos de escorregamento ou

cisalhamento de um plano para o plano adjacente, sendo este o modo de

deformação dominante, (ZHOU e LUO, 2011; SAKAGUCHI et al., 2004;

MADAYAG, 1969 e OSGOOD, 1970).

A maior resistência em baixo ciclo dos testes ao ar pode ser explicada

pelo efeito da corrosão-fadiga. Quando esse material é submetido a tensões

baixas em meio corrosivo, o mecanismo de discordâncias é dominante na

nucleação e propagação da fadiga. No entanto, quando o material é submetido

a tensões cíclicas acima do escoamento, os mecanismos de corrosão operam

para favorecer a nucleação e propagação da trinca, reduzindo a resistência

para certo número de ciclos.

Os testes ao ar mostraram tendência de maior resistência à ruptura no

caso de baixos ciclos de solicitação. Entretanto, verifica-se que há

convergência ao limite de fadiga de 225 MPa para 2 milhões de ciclos em



ambos os casos. Esse valor limite de resistência à fadiga coincide com o valor

do segundo patamar de escoamento encontrado por Sá (2013) para essa liga.

Então, pode-se conjecturar a partir da comparação dos resultados de

fadiga/corrosão-fadiga com os do ensaio de tração que o limite de fadiga deste

material para 2 milhões de ciclos tende a ser determinado pelo mecanismo de

movimento de discordâncias.

Figura 5.8 – Curva que mostra o comportamento de tensão máxima cíclica aplicada pelo

número de ciclos até a fratura dos C.Ps. da liga de Ti-35Nb-2,5Sn laminado a quente. Série 1:

Corrosão-Fadiga (solução de água e 0,9% de NaCl), - corpo de prova fraturado na rosca;

Série 2: Fadiga ao ar.

São escassos os resultados na literatura sobre a resistência à fadiga e

corrosão-fadiga de ligas de Ti-Nb. Resultados da liga do presente estudo não

foram encontrados na literatura para comparação. Entretanto, os resultados

podem ser comparados com os de outras ligas que vêm sendo desenvolvidas.

Li et al. (2008), produziu a liga Ti-24Nb-4Zr-7,6Sn por forjamento a quente,

forjamento a frio e também por envelhecimento a 400 0C por 4 horas. Depois

ele testou ao ar e em ambiente (0,9 % NaCl), conforme mostrado anteriormente

na Figura 3.12. Seus resultados são similares aos do presente estudo para a



condição similar de processamento. Também percebe-se a tendência a

estabilização do limite de fadiga entre 1 e 10 milhões de ciclos, o que justifica o

número de ciclos usado no presente estudo (2 milhões de ciclos).

A liga Ti–29Nb–13Ta–4.6Zr (TNTZ) apresentada por Niinomi et al.

(2012) apresentou valor de limite de fadiga um pouco acima de 300 MPa. Os

dados publicados também justificam o limite de fadiga de alto ciclo em 2

milhões de ciclos.

As ligas estudadas por Okazaki et al. (1996), que foram Ti-6AI-2Nb-ITa,

Ti-15Mo-5Zr-3AI, Ti-15Sn-4Nb-4Ta-0.2Pd-0,20, Ti-15Zr-4Nb-4Ta-0,2Pd-0,20-

0.05N, todas apresentaram limite de fadiga superior as do presente estudo,

sendo a de menor valor apresentando pouco abaixo de 400 MPa de limite.

Entretanto, merece destaque o fato de que eles realizaram ensaios de

corrosão-fadiga aplicando 10 Hz de frequência, o que pode ser uma limitação

devido à dificuldade de ocorrer os mecanismos de corrosão na frente da trinca

quando com altas frequências de ensaio.

A análise da superfície de fratura da amostra da liga Ti-35Nb-2,5Sn após

ter sido testada em fadiga a uma tensão nominal de 350 MPa para meio não

agressivo (ambiente) é mostrada na figura 5.9. Nota-se regiões de propagação

de trinca por fadiga e a de fratura final. É possível observar um grande número

de degraus indicando absorção de energia pela deformação localizada (Dieter,

1981). Na figura 5.9 em (b) e (c), diferentes padrões de estrias de fadiga

encontradas próximo a superfície e em (d) e (e), na zona de ruptura final o

desenvolvimento de coalescimento de microcavidades que podem ser

visualizados a baixo aumento. O aspecto de fratura rugosa é indicativo de

microestrutura grosseira.

O padrão fractográfico apresentado na figura 5.9 mostra vários pontos

de iniciação e propagação de trincas. As diferenças verificadas no que diz

respeito às estrias de fadiga podem ser atribuídas aos diferentes planos de

propagação de trincas verificados próximos à superfície. Na região de ruptura

final foi observado a formação de dimples grandes e profundos e bandas de

deslizamento no interior dos dimples em região de transição de mecanismo de

fratura. Isso indica que a liga de Ti-35Nb-2,5Sn possui característica dúctil.



(a)

(b) (c)

(d) (e)

Figura 5.9 – Em (a) análise fractográfica obtida por MEV, da liga Ti-35Nb-2,5Sn após

ensaio de fadiga a uma tensão nominal de 350 MPa. Em (b) e (c) estrias de fadiga e em (d) e

(e) microcavidades.

A fratura de uma amostra ensaiada a uma tensão nominal de 250 MPa

em meio agressivo (solução aquosa 0,9% NaCl) é mostrada na figura 5.10.



(a)

(b) (c)

(d) (e)

Figura 5.10 – Em (a) análise fractográfica obtida por MEV, da liga Ti-35Nb-2,5Sn

após ensaio de corrosão - fadiga a uma tensão nominal de 250 MPa. Em (b) planos de

propagação de trinca, em (c) mudança de planos e em (d) e (e) microcavidades rasas.

O micromecanismo de fratura para ligas ensaiadas em corrosão-fadiga

foi muito similar ao observado no ensaio de fadiga em ambiente não agressivo.

Para a liga testada a tensão nominal de 250 MPa, observa-se aspecto



fractográfico com diferentes planos de propagação de trincas (figura 5.10). É

possível observar na figura 5.10 em (b) e (c) degraus indicando que houve

mudança de planos durante a propagação de trincas por corrosão – fadiga,

próxima a superfície, ao passo que, na região de fratura final, figura 5.10 em (d)

e (e), foi verificado formação de dimples rasos e orientados, sugerindo baixo

nível de deformação plástica. No entanto, a presença de degraus nessa

superfície de fratura é indicativo de alguma energia absorvida durante a

propagação de trincas em meio de solução aquosa 0,9% NaCl (Dieter, 1981).

Enfim, estes resultados mostram que a liga apresenta baixa resistência à

fadiga e corrosão fadiga. Estudos posteriores de refino microestrutural, reducão

de tamanho de grão, tratamentos térmicos de envelhecimento podem ser

realizados a fim de aumentar a resistência do Ti35Nb2,5Sn laminado a quente.

Capítulo 6 – Conclusões


6. CONCLUSÕES

Os resultados dos estudos permitem concluir o seguinte:

- A laminação a quente da liga Ti-35Nb-2,5Sn incentiva a formação da

fase metaestável α”;

- A deformação a frio da liga Ti-35Nb-2,5Sn incentiva a formação da fase

metaestável α”, conforme verificado por análise microestrtural em MEV da zona

de início de fadiga e de ruptura final;

- A liga Ti-35Nb-2,5Sn obtida através das rotas de processamento deste

estudo apresenta resistência à fadiga da ordem de 225 MPa para 2 milhões de

ciclos;

- O estudo mostrou ainda a tendência de estabilização do limite de

fadiga em mesmo valor tanto para a fadiga ao ar quanto para fadiga em meio

fisiológico (0,9 % NaCl);

- O limite de 225 MPa está associado ao segundo patamar de

escoamento da liga, o que indica que os mecanismos de movimentos de

discordâncias são preponderantes;

- A liga apresentou menor resistência a baixos ciclos de solicitação no

caso dos testes em ambiente agressivo.

Capítulo 7 – Sugestões para Trabalhos Futuros


7. SUGESTÕES PARA TRABALHOS FUTUROS

Avaliação do efeito de tratamentos térmicos de envelhecimento sobre

as propriedades mecânicas das ligas.

Otimização da resistência mecânica das ligas a partir do controle do

tamanho de grão.

Investigação da biocompatibilidade das ligas Ti-35Nb e Ti-35Nb-2,5Sn.

Estudo da resistência à corrosão das ligas Ti-35Nb-2,5Sn em

diferentes meios que simulem os fluidos corporais.

Capítulo 8 – Referências Bibliográficas


8. REFERÊNCIAS BIBLIOGRÁFICAS

AFONSO, C.R.M.; Ferrandini, P. L.; Ramirez, A. J.; Caram, R. HRTEM

characterization of phase separation in β-Ti-35-Nb-7Zr-5Ta alloy, Acta

microscopica, v. 16, n. 2, pp.106-108, 2007.

ALEIXO, G.T., Afonso, C.R.M., Coelho, A.A., Caram, R. Effects of omega

phase on elastic modulus of Ti-Nb alloys as a function of composition and

cooling rate. Solid State Phenomena, v.138, pp. 393-398, 2008.

ALEIXO, G. T., Obtenção, Caracterização Microestrutural e Mecânica de Ligas

Ti-Nb-Sn Aplicadas em Implantes Ortopédicos. Tese de D.Sc., FEM/Unicamp,

Campinas, SP, Brasil, 2009.

ANTUNES, R., A., e Oliveira, M., C., L., “Corrosion fatigue of biomedical

metallic alloys: Mechanisms and mitigation”. Acta Biomaterialia, vólume 8, pág.:

937–962, 2012.

ASM Handbook. Fatigue and Fracture Properties of Titanium Alloys.

INTERNATIONAL, volume 19, 1996.

ASM Handbook Metals vol. 9, Metallography and Microestructures, ASM

International, 10th Edition Metals Handbook, published in 1991.

ASTM B 348-83: Standard Specification for Titanium and Titanium Alloy Bars

and Billets. West Conshohocken, PA, 1983.

ASTM E 466, 2007. American Society for Testing Materials, Philadelfia. E466;

Standard Practice for Conducting Force Controlled Constant Amplitude Axial

Fatigue Tests of Metallic Materials. 2007.



ASTM E 739: American Society for Testing Materials, Philadelfia. Practice for

Statistical Analysis of Linear or Linearized Stress-Life (S-N) and Strain-Life (ε-

N) Fatigue Data. Materials, 2010.

ASTM E 1409-08: Standard Test Method for Determination of Oxygen and

Nitrogen in Titanium and Titanium Alloys by the Inert Gas Fusion Technique.

West Conshohocken, PA, 2008.

ASTM E 8M: American Society for Testing Materials. Standard Test Methods

for Tension Testing of Metallic Materials , 2001.

ASTM F67, 2006. American Society for Testing Materials, Philadelfia. F67;

Standard Specification for Unalloyed Titanium, for Surgical Implant Applications.

2006.

AZEVEDO, C. R. F. & HIPPERT JR., E., Análise de falhas de implantes

cirúrgicos no Brasil: a necessidade de uma regulamentação adequada Cad.

Saúde Pública, Rio de Janeiro, 18(5):1347-1358, 2002.

Banerjee, S.; Mukhophadyay, P. Phase Transformations: Titanium and

Zirconium Alloys. Elsevier, 813p, 2007.

CALLISTER, W. D. Ciência e Engenharia de Materiais: Uma Introdução. São

Paulo: Editora LTC, 2007.

CREMASCO, A. et al.. Correlations between aging heat treatment, ω phase

precipitation and mechanical properties of a cast Ti-Nb alloy. Materials &

Design, v.32, pp. 2387-2390, 2011b.

DIETER, G. E. Mechanical Metallurgy. New York: McGraw-Hill, p. 346-350, 467

e 521, 1981.



DING, R., GUO, Z.X., WILSON, A., Microstructural evolution of a Ti–6Al–4V

alloy during thermomechanical processing, Materials Science and Engineering

A327 233–245, 2002.

Elias, L. M. et al. Microstructural and mechanical characterization of biomedical

Ti-Nb-Zr(-Ta) alloys. Materials Science & Engineering A, v.432, p. 108-112,

2006.

GABRIEL, S.B., Processamento e Caracterização de Ligas de Ti-Mo-Nb para

Aplicações Biomédicas. Tese de D.Sc., COPPE/UFRJ, Rio de Janeiro, RJ,

Brasil, 2008.

Geetha, M.; Singh, A. K.; Asokamani, R.; Gogia, A. K. Ti based biomaterials,

the ultimate choice for orthopaedic implants – A review, Progress in Materials

Science, volume 54, p.: 397-425, 2009.

GIL, F.J. et al. The effect of cooling rate on the cyclic deformation of b-annealed

Ti-6Al-/4V, Materials Science and Engineering A349 150-155, 2003.

GOUGH. H. J., Am. Soe. Tes/. Maler. Proc., vol. 33. pp. 3-114. 1933.

GROSDIDIE, R. T.; PHILIPPE, M. J. Deformation induced martensite and

superelasticity in a betametastable titanium alloy. Materials Science

Engineering A, v.291, pp. 218-223, 2000.

HANADA, S.; MATSUMOTO, H.; WATANABE, S. “Mechanical compatibility of

titanium implants in hard tissues”, International Congress Series v.1284, pp.

239-247, 2005.

HAO, Y. L. et al. “Effect of Zr and Sn on Young’s modulus and superelasticity of

Ti-Nb-based alloys”, Materials Science Engineering A v.441, pp. 112-118, 2006.



Huang, Z. W. Ordered _ phases in a 4Zr-4Nb-containing TiAl-based alloy. Acta

Materialia, v. 56, pp. 1689-1700, 2008.

HSU, H-C. et al., Mechanical properties and deformation behavior of as-cast Ti-

Sn alloys, Journal of Alloys and Compounds, v.479, pp.390-394, 2009.

KIM, J. et al. Shape memory behavior of Ti-22Nb-(0.5-2.0)O(at%) biomedical

alloys. Materials Transactions, v. 46, pp. 852-857, 2005.

KIM, H.Y.; Ikehara, Y.; Kim, J.I.; Hosoda, H.; Miyazaki, S. Martensitic

transformation, shape memory effect and superelasticity of Ti-Nb binary alloys.

Acta Materialia, v. 54, pp. 2419-2429, 2006.

LAHEURTE, P.; Eberhardt, A.; Philippe, M. J. Influence of microstructure on the

pseudoelasticity of a metastable beta titanium alloy. Materials Science and

Engineering A, v. 396, pp. 223- 230, 2005.

LAHEURTE, P. et al., Mechanical properties of low modulus β titanium alloys

designed from the electronic approach, Journal of the Mechanical Behavior of

Biomedical Materials v. 3, pp. 565-573, 2010.

Lee, D.; Lee, S.; Lee, Y. Effect of precipitates capacity and mechanical

properties of Ti-6Al-4V alloy. Materials Science and Engineering A, v. 486, pp.

19-26, 2008.

LEYENS, C., PETERS, M. Titanium and Titanium Alloys – Fundamentals and

Applications. DLR – German Aerospace Center – Institute of Materials

Research, Wiley-VCH, Köln, Germany, p. 379, 513, 2004.

LI, S. J. et al. Fatigue properties of a metastable β-type titanium alloy with

reversible phase transformation. Acta Biomaterialia, v. 4, pp. 305-317, 2008.



LIN, D.J., Chern Lin, J.H., Ju, C.P., Structure and properties of Ti-7.5Mo-xFe

alloys, Biomaterials, V.23, p.1723-1730, 2002.

LONG, M.; RACK, H. J. “Titanium alloys in total joint replacement - a materials

science perspective”, Biomaterials v.19, pp. 1621-1639, 1998.

LÜTJERING, G., WILLIAMS, J.C. Titanium. Springer –Verlag, Germany, p. 378,

2007.

Madayag, A.F. Metal Fatigue: Theory and Design. Los Angeles: John Wiley &

Sons, 425p, 1969.

MAJUMDAR, P.; SINGH, S. B.; CHAKRABORTY, M. “Fatigue behaviour of in

situ TiB reinforced β-titanium alloy composite”, Materials Letters v.64, pp. 2748-

2751, 2010.

MATSUMOTO, H. et al., Beta TiNbSn alloys with low young’s modulus and high

strength, Materials Transactions, v.46, pp. 1070-1078, 2005.

MATSUMOTO, H. et al. Microstructures and mechanical properties of

metastable β TiNbSn alloys cold rolled and heat treated. Journal of alloys and

compounds, v. 439, pp. 145-155, 2007.

MIURA, K. et al. “The bone tissue compatibility of a new Ti–Nb–Sn alloy with a

low Young’s modulus”, Acta Biomaterialia v.7, pp.2320-2326, 2011.

NAG, S. Influence of beta instabilities on the early stages of nucleation and

growth of alpha in beta titanium alloys. Tese de D.sc, The Ohio State University,

2008.

NAG, S.; Banerjee, R.; Srinivasan, R.; Hwang, J. Y.; Harper, M.; Fraser, H. L. ω

-Assisted nucleation and growth of precipitates in the Ti-5Al-5Mo-5V-3Cr-0,5Fe

β titanium alloy. Acta Materialia, v. 57, pp. 2136-2147, 2009.



NBR ISO 5832-3, Implants for surgery -- Metallic materials-- Part 3: Wrought

titanium 6-aluminium 4-vanadium alloy, 1996.

NIINOMI, M. Mechanical properties of biomedical titanium alloys. Materials

Science Engineering A, v. 243, pp. 231-236, 1998.

Niinomi, M. Recent research and development in titanium alloys for biomedical

applications and healthcare goods, Science and Technology of Advanced

Materials, v. 4, pp. 445-454, 2003.

NIINOMI, M. et al., Development of new metallic alloys for biomedical

applications, Acta Biomaterialia, Article in Press, 2012.

OSGOOD, C. C. Fatigue design. New Jersey: John Wiley & Sons, 523p, 1970.

OZAKI, T. et al. Beta Ti alloys with low Young’s Modulus. Materials

Transactions, v. 45, pp. 2776-2779, 2004.

OZAKI, T. et al. Corrosion resistance and corrosion fatigue strength of

newtitanium alloys for medical implants without V and A1, Materials Science

and Engineering A213 pp. 138-147, 1996.

PING, D.H.; Cui, C.Y.; Yin, F.X.; Yamabe-Mitarai, Y. TEM investigation on

martensite in a Ti- Nb-Based shape memory alloy. Scripta Materialia, v. 54, pp.

1305-1310, 2006.

Yu J, Zhao ZJ, Li LX. Corros Sci; volume 35, pág.: 587–97. 1993.

RAABE, D., SANDER, B., FRIÁK, M., et al., “Theory-guided botton-up design

of β -titanium alloys as biomaterials based on first principles calculations:

Theory and experiments”, Acta Materialia, v. 55, pp. 4475-4487, 2007.

RACK, H. J.; QAZI, J. I., Titanium Alloys for Biomedical Applications, Materials

Science and Engineering C, v. 26, pp. 1269-1277, 2006.



REED-Hill, R.E., Abbaschian, R. Phisical metallurgy principles. 3rd

edition; PWS

Publishing Company, Boston, p.926, 1994.

RIBEIRO, M. V., MOREIRA, M. R. V., FERREIRA, J. R., “Optimization of

titanium alloy (6Al-4V) machining”, Journal of Materials Processing Technology,

v. 143-144, pp. 458- 463, 2003.

SANDER, B., RAABE, D., “Texture inhomogeneity in a Ti-Nb-based _-titanium

alloy after warm rolling and recrystallization”, Materials Science and

Engineering A, v. 479, pp. 236-247, 2008.

Sá, D. H. G., Caracterização Metalúrgica e Mecânica de Ligas de Ti-Nb-Sn

Laminadas a Quente para uso Biomédico. Tese de D.Sc., P2CEM/Universidade

Federal de Sergipe, São Cristovão, SE, Brasil, 2013.

SAKAGUCHI, N. et al. Tensile deformation behaviour of Ti-Nb-Ta-Zr biomedical

alloys. Materials Transactions, v.45, pp. 1113-1119, 2004.

SOUZA, S. A. S. A. Transformações de Fases e Correlações Microestrutura/

Propriedades de Ligas Biocompatíveis dos Sistemas Ti-Nb e Ti-Nb-Ta. Tese de

D.Sc, FEM/Unicamp, Campinas, SP, Brasil, 2008.

SCHUTZ W. A History of fatigue, Engineering Fracture Mechanics 54 (2), p.

263 – 300 Elservier, 1996.

Shigley, J.E., Mischke, C.R., Budynas, R. Mechanical engineering design. 7ª.

Edition, McGraw- Hill, 2004.

SUN, F. et al. A thermo-mechanical treatment toimprove the superelastic

performances of biomedical Ti-26Nb and Ti-20Nb-6Zr (at%) alloys. Journal of

the mechanical beharior of biomedical materials, v. 4, p. 1864-1872, 2011.



TEOH, S. H., Fatigue of biomaterials: a review. International Journal of Fatigue,

volume 22-10, pág.: 825-837, 2000.

TITANIUM. In: Military Handbook, Metallic Materials and Elements for

Aerospace Vehicle Structures, USA: MIL-HDBK-5H, 1998.

WANG, H. et al., “Effect of hot rolling on grain refining and mechanical

properties of AZ40 magnesium alloy”, Transactions of Nonferrous Metals

Society of China, v.21, pp.s229-s234, 2011.

ZHANG, D. C. et al., Effect of Sn addition on the Microstructure and

Superelasticity in Ti-Nb-Mo-Sn Alloys. Journal of the Mechanical Behavior of

Biomedical Materials, v.13, pp.156-165, 2012.

ZHAO, Y. Q. et al. Effect of major alloying elements on microstructure and

mechanical properties of a highly β stabilized titanium alloy. Journal and Alloys

and Compounds, v.481, pp. 190-194, 2009.

ZHENG, Y. F. et al., Corrosion behavior of Ti-Nb-Sn shape memory alloys in

different simulated body solutions. Materials Science and Engineering A, 2006.

ZENG, L.; Bieler, T. R. Effects of working, heat treatment, and aging on

microstructural evolution and crystallographic texture of α, α’, α” and β phases

in Ti-6Al-4V wire. Materials Science and Engineering A, v. 392, pp. 403-414,

2005.

ZHOU, Y. L.; LUO, D. M. “Microstructures and mechanical properties of Ti–Mo

alloys cold-rolled and heat treated”, Materials Characterizations v.62, pp. 931-

937, 2011.

Documents

Desempenho em fadiga e corrosão-fadiga da liga Ti-35Nb-2 ... · novas ligas de titânio tem sido incentivada para uso biomédico a fim de reduzir as limitações quanto ao módulo