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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
Capítulo 1 - Introdução
Dissertação de Mestrado – Carlos Eduardo Celestino de Andrade.
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
Capítulo 1 - Introdução
Dissertação de Mestrado – Carlos Eduardo Celestino de Andrade.
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).
Capítulo 1 - Introdução
Dissertação de Mestrado – Carlos Eduardo Celestino de Andrade.
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
Dissertação de Mestrado – Carlos Eduardo Celestino de Andrade 6
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
Cápitulo 3 – Revisão da Literatura
Dissertação de Mestrado – Carlos Eduardo Celestino de Andrade 7
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
Cápitulo 3 – Revisão da Literatura
Dissertação de Mestrado – Carlos Eduardo Celestino de Andrade 8
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.
Cápitulo 3 – Revisão da Literatura
Dissertação de Mestrado – Carlos Eduardo Celestino de Andrade 9
(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).
Cápitulo 3 – Revisão da Literatura
Dissertação de Mestrado – Carlos Eduardo Celestino de Andrade 10
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;
Cápitulo 3 – Revisão da Literatura
Dissertação de Mestrado – Carlos Eduardo Celestino de Andrade 11
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).
Cápitulo 3 – Revisão da Literatura
Dissertação de Mestrado – Carlos Eduardo Celestino de Andrade 12
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).
Cápitulo 3 – Revisão da Literatura
Dissertação de Mestrado – Carlos Eduardo Celestino de Andrade 13
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).
Cápitulo 3 – Revisão da Literatura
Dissertação de Mestrado – Carlos Eduardo Celestino de Andrade 14
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,
Cápitulo 3 – Revisão da Literatura
Dissertação de Mestrado – Carlos Eduardo Celestino de Andrade 15
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
Cápitulo 3 – Revisão da Literatura
Dissertação de Mestrado – Carlos Eduardo Celestino de Andrade 16
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
Cápitulo 3 – Revisão da Literatura
Dissertação de Mestrado – Carlos Eduardo Celestino de Andrade 17
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
Cápitulo 3 – Revisão da Literatura
Dissertação de Mestrado – Carlos Eduardo Celestino de Andrade 18
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
Cápitulo 3 – Revisão da Literatura
Dissertação de Mestrado – Carlos Eduardo Celestino de Andrade 19
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.
Cápitulo 3 – Revisão da Literatura
Dissertação de Mestrado – Carlos Eduardo Celestino de Andrade 20
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.
Cápitulo 3 – Revisão da Literatura
Dissertação de Mestrado – Carlos Eduardo Celestino de Andrade 21
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.
Cápitulo 3 – Revisão da Literatura
Dissertação de Mestrado – Carlos Eduardo Celestino de Andrade 22
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
Cápitulo 3 – Revisão da Literatura
Dissertação de Mestrado – Carlos Eduardo Celestino de Andrade 23
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
Dissertação de Mestrado – Carlos Eduardo Celestino de Andrade 25
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.
Capítulo 4 – Materiais e Métodos
Dissertação de Mestrado – Carlos Eduardo Celestino de Andrade 26
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.
Capítulo 4 – Materiais e Métodos
Dissertação de Mestrado – Carlos Eduardo Celestino de Andrade 27
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.
Capítulo 4 – Materiais e Métodos
Dissertação de Mestrado – Carlos Eduardo Celestino de Andrade 28
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.
Capítulo 4 – Materiais e Métodos
Dissertação de Mestrado – Carlos Eduardo Celestino de Andrade 29
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,
Capítulo 4 – Materiais e Métodos
Dissertação de Mestrado – Carlos Eduardo Celestino de Andrade 30
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
Capítulo 4 – Materiais e Métodos
Dissertação de Mestrado – Carlos Eduardo Celestino de Andrade 31
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
Capítulo 4 – Materiais e Métodos
Dissertação de Mestrado – Carlos Eduardo Celestino de Andrade 32
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)
Capítulo 4 – Materiais e Métodos
Dissertação de Mestrado – Carlos Eduardo Celestino de Andrade 33
(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
Dissertação de Mestrado – Carlos Eduardo Celestino de Andrade 34
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).
Capítulo 5 – Resultados e Discussões
Dissertação de Mestrado – Carlos Eduardo Celestino de Andrade 35
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,
Capítulo 5 – Resultados e Discussões
Dissertação de Mestrado – Carlos Eduardo Celestino de Andrade 36
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).
Capítulo 5 – Resultados e Discussões
Dissertação de Mestrado – Carlos Eduardo Celestino de Andrade 37
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).
Capítulo 5 – Resultados e Discussões
Dissertação de Mestrado – Carlos Eduardo Celestino de Andrade 38
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
Capítulo 5 – Resultados e Discussões
Dissertação de Mestrado – Carlos Eduardo Celestino de Andrade 39
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
Capítulo 5 – Resultados e Discussões
Dissertação de Mestrado – Carlos Eduardo Celestino de Andrade 40
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.
Capítulo 5 – Resultados e Discussões
Dissertação de Mestrado – Carlos Eduardo Celestino de Andrade 41
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
Capítulo 5 – Resultados e Discussões
Dissertação de Mestrado – Carlos Eduardo Celestino de Andrade 42
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
Capítulo 5 – Resultados e Discussões
Dissertação de Mestrado – Carlos Eduardo Celestino de Andrade 43
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.
Capítulo 5 – Resultados e Discussões
Dissertação de Mestrado – Carlos Eduardo Celestino de Andrade 44
(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.
Capítulo 5 – Resultados e Discussões
Dissertação de Mestrado – Carlos Eduardo Celestino de Andrade 45
(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
Capítulo 5 – Resultados e Discussões
Dissertação de Mestrado – Carlos Eduardo Celestino de Andrade 46
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
Dissertação de Mestrado – Carlos Eduardo Celestino de Andrade 47
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
Dissertação de Mestrado – Carlos Eduardo Celestino de Andrade 48
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
Dissertação de Mestrado – Carlos Eduardo Celestino de Andrade 49
8. REFERÊNCIAS BIBLIOGRÁFICAS
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Capítulo 8 – Referências Bibliográficas
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