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.
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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);
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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 13c) 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
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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.
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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].
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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
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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
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recurso a ligas de brasagem deste tipo, não podem operar à temperatura máxima de serviço do material de base (cerca de 400/450°C).
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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].
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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.
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