escola de engenharia andreia cristina da silva...

Escola de Engenharia

Andreia Cristina da Silva Vieira

Processamento de ligações Ti6Al4V por brasagem por difusão com recurso a multifolhas Al/Cu

Tese de mestrado em Engenharia de Materiais

Trabalho efetuado sob orientação do

Professor Doutor Aníbal José Reis Guedes (Universidade do Minho)

e da

Professora Doutora Sónia Luísa dos Santos Simões (Faculdade de Engenharia da Universidade do Porto)

Dezembro de 2012

ii

Nome: Andreia Cristina da Silva Vieira

Endereço eletrónico: [email protected] Telefone: 253991162 / 912971592

Número do Bilhete de Identidade: 13441582 5ZZ0

Título dissertação: Processamento de ligações Ti6Al4V por brasagem por difusão com recurso a

multifolhas de Al/Cu

Orientadores: Aníbal José Reis Guedes, Sónia Luísa dos Santos Simões Ano de conclusão:2012

Designação do Mestrado ou do Ramo de Conhecimento do Doutoramento:

É AUTORIZADA A REPRODUÇÃO INTEGRAL DESTA TESE/TRABALHO APENAS PARA EFEITOS DE INVESTIGAÇÃO, MEDIANTE DECLARAÇÃO ESCRITA DO INTERESSADO, QUE A TAL SE COMPROMETE; Universidade do Minho, 12/12/2012

Assinatura:______________________________________________________

iii

Agradecimentos

Agradeço ao , do Departamento de Engenharia Professor Doutor Aníbal José Reis Guedes

Mecânica da Escola de Engenharia da Universidade do Minho, pela sábia orientação, pelo

conhecimento proporcionado e pelas enriquecedoras sugestões. Agradeço o apoio, a

disponibilidade, o acompanhamento incessante, a preocupação e a paciência demonstrados ao

longo do trabalho.

Agradeço à e à Professora Sónia Luísa dos Santos Simões Professora Doutora Filomena

, do Departamento de Engenharia Metalúrgica e de Materiais da Maria da Conceição Viana

Faculdade de Engenharia da Universidade do Porto, pela simpatia, disponibilidade,

acompanhamento e sugestões essenciais para a realização deste trabalho.

Agradeço aos investigadores e alunos de doutoramento que pertencem ao Centro de

Tecnologias Mecânicas e de Materiais (CT2M), pela disponibilidade e simpatia demonstrada no

decorrer do trabalho.

Pela disponibilização dos equipamentos necessários para efetuar as ligações, agradeço à

Faculdade de Engenharia da Universidade do Porto (FEUP) e ao Laboratório Integrado de Materiais

Funcionais da Universidade do Minho pelo importantíssimo apoio prestado. Associados a estas

entidades, agradeço aos professores, investigadores e alunos pelo acompanhamento e pela

compreensão.

Por último, mas não menos importantes, agradeço aos meus pais e amigos pelo apoio

incondicional e pela motivação dados durante todo o meu percurso. Em particular à minha amiga

Fátima Costa, companheira nesta longa caminhada e nesta última etapa, agradeço a amizade e o

apoio em todos os momentos.

v

Resumo

O presente trabalho surge na sequência de um estudo exploratório que indicou a possibilidade de

processar ligações Ti6Al4V/Ti6Al4V, por brasagem por difusão, mediante a utilização de multifolhas de Al e

Cu como liga de brasagem. No entanto, as interfaces obtidas apresentam zonas com defeitos, como

fissuras e falta de ligação. Sendo assim, o presente trabalho consiste na avaliação da influência das

variáveis de processamento (temperatura de brasagem, pressão de processamento e composição química

global das multifolhas) na microestrutura e composição química das interfaces, de modo a identificar as

variáveis de processamento que permitam a produção de ligações isentas de defeitos.

Foram processadas ligações, em vazio, à temperatura de brasagem de 625 ºC e 725 ºC, com as

pressões de processamento de 4 MPa e 8 MPa, durante um tempo de estágio de

60 minutos, mediante a utilização de multifolhas de Al e Cu com diferentes empilhamentos e diferentes

percentagens de Cu, a saber: Cu/Al/Cu (34,5% Cu), Cu/Al/Cu/Cu/Cu/Al/Cu (68,5% Cu), e Al/Cu/Cu/Al

(93% Cu).

A microestrutura e a composição química das interfaces foram analisadas por Microscopia Eletrónica

de Varrimento (MEV) e por Espectroscopia de dispersão de Energias (EDS), respetivamente.

As ligações efetuadas mediante a utilização da configuração Cu/Al/Cu, à temperatura de 625 ºC e

725 ºC sob uma pressão de 4 MPa, resultou na formação de interfaces compostas por duas camadas,

essencialmente constituídas pelas fases Al3Ti, Al2Ti, AlTi, Al3CuTi, Al2Cu e (Al). Com o aumento da

pressão para 8 MPa a microestrutura das interfaces alterou-se. À temperatura de 625 ºC a interface

resultante apresenta quatro camadas compostas maioritariamente pelas fases (Al), Al2Cu, AlCu e Al9Cu11,

e à temperatura de 725 ºC, a interface é essencialmente constituída por Al3Ti, Al2Ti, Al11Ti5, Al3CuTi, Al2Cu

e (Al).

A interface resultante do processamento utilizando a configuração Cu/Al/Cu/Cu/Cu/Al/Cu apresenta

duas camadas, constituídas maioritariamente pelas fases Al4Cu9 + (Cu), Al2Cu3 e (Cu).

As ligações efetuadas mediante a utilização da configuração Al/Cu/Cu/Al, à temperatura de 625 ºC

sob as pressões de 4 MPa e 8 MPa, resultou na formação de interfaces compostas por seis camadas,

maioritariamente constituídas pelas fases (Al), Al2Cu, AlCu, Al2Cu3 e (Cu). O aumento da temperatura de

brasagem para 725 ºC, sob as pressões de 4 MPa e 8 MPa, resultou na formação de interfaces

essencialmente constituídas pelas fases Al4Cu9 e (Cu).

A ligação efetuada à temperatura de 725 ºC, durante 60 minutos, sob a aplicação de uma pressão de

processamento de 4 MPa, mediante a utilização da configuração Al/Cu/Cu/Al, apresenta as condições de

processamento mais favoráveis, visto que são as que induzem à formação de interfaces com menor nível

de porosidade, fissuração e constituídas por fases estáveis a temperaturas de serviço mais elevadas, uma

vez que as fases (Al) e Al2Cu não são detetadas na interface.

PROCESSAMENTO DE LIGAÇÕES Ti6Al4V POR BRASAGEM POR DIFUSÃO COM RECURSO A MULTIFOLHAS Al/Cu

vii

Abstract

This work comes on the following of an investigation that highlighted the possibility of using Al/Cu

multifoils as brazing filler for processing, by diffusion brazing, Ti6Al4V/Ti6Al4V joints. However, several

defects, such as cracks and unbounded zones, were observed at the interfaces. The present work aims to

evaluate the influence of the processing variables (brazing temperature, bonding pressure and chemical

composition of the multifoils) on the microstructural features and chemical composition of the interfaces, in

order to identify the set(s) of processing variables that enable the production of sound/defect free interfaces.

Joints were processed in vacuum, at 625 ºC and 725 ºC, with a dwelling stage of 60 minutes and

bonding pressures of 4 and 8 MPa, using different stacking sequences of multifoils, namely: Cu/Al/Cu

(34.5 Cu, wt.%), Cu/Al/Cu/Cu/Cu/Al/Cu (68.5 Cu, wt.%) and Al/Cu/Cu/Al (93 Cu, wt%).

The microstructure and the chemical composition of the resulting interfaces were analysed by

Scanning Electron Microscopy (SEM) and by Energy Dispersive X-Ray Spectroscopy (EDS), respectively.

The interfaces resulting from joining with Cu/Al/Cu multifoil, at 625 ºC and 725 ºC, under a

bonding pressure of 4 MPa, consist of two layers and are essentially composed of Al3Ti, Al2Ti, AlTi, Al3CuTi,

Al2Cu and (Al). The increase of the bonding pressure to 8 MPa induces changes on the interfaces. For

joining at 625 ºC the interface consists of four layers and is mainly composed of (Al), Al2Cu, AlCu and

Al9Cu11, while at 725 ºC the interface is essentially composed of Al3Ti, Al2Ti, Al11Ti5, Al3CuTi, Al2Cu e (Al).

(Cu), Al2Cu3 and Al4Cu9 + (Cu) are the main reaction products that compose the interfaces resulting

from using Cu/Al/Cu/Cu/Cu/Al/Cu multifoil.

The use of Al/Cu/Cu/Al multifoil for joining at 625 ºC, with bonding pressures of 4 and 8 MPa,

induces the formation of interfaces composed of six layers with (Al), Al2Cu, AlCu, Al2Cu3 and (Cu) as the

main phases. The increase of the brazing temperature to 725 ºC, with bonding pressures of 4 and 8 MPa,

promoted the formation of interfaces mainly composed of Al4Cu9 e (Cu).

Joining with Al/Cu/Cu/Al multifoil at 725 ºC, with 4 MPa bonding pressure, enables the production

of sounder joints, which should also withstand higher service temperatures, since (Al) and Al2Cu were not

detected at the interfaces.

DIFFUSION BRAZING OF Ti6Al4V WITH Al/Cu MULTIFOILS

ix

Índice

Resumo……………………………………………………………………………………………………………………v

Abstract………………………………………………………………………………………………………………..…vii

Índice de figuras………………………………………………………………………………………………………..xi

Índice de tabelas……………………………………………………………………………………………………….xv

1 Enquadramento e objetivos .................................................................................................. 1

2 Revisão bibliográfica ............................................................................................................ 3

2.1 Liga Ti6Al4V: propriedades e aplicações ........................................................................ 3

2.2 Técnicas de ligação ...................................................................................................... 5

2.2.1 Soldadura ............................................................................................................. 5

2.2.2 Brasagem ............................................................................................................. 5

2.2.3 Ligação por difusão no estado sólido ................................................................... 10

2.2.4 Brasagem por difusão ......................................................................................... 13

2.3 Ligações utilizando folhas de Al e Cu ........................................................................... 16

3 Procedimento experimental................................................................................................ 19

3.1 Materiais .................................................................................................................... 20

3.2 Técnicas experimentais ............................................................................................... 21

3.2.1 Processamento de ligações Ti6Al4V por brasagem por difusão ............................ 21

3.2.2 Caracterização química e microestrutural das interfaces ...................................... 24

4 Resultados e discussão ...................................................................................................... 25

4.1 Sistema de multifolhas Cu/Al/Cu ............................................................................... 25

4.1.1 Ligação obtida a 625 ºC/60 min/4 MPa ............................................................. 25




x

4.2 Sistema de multifolhas Cu/Al/Cu/Cu/Cu/Al/Cu ......................................................... 40

4.3 Sistema de multifolhas Al/Cu/Cu/Al ........................................................................... 42





4.4 Camada intermédia: Cu .............................................................................................. 58

5 Síntese dos Resultados ...................................................................................................... 61

6 Conclusões ........................................................................................................................ 65

7 Considerações finais e propostas para trabalhos futuros ..................................................... 67

8 Referências bibliográficas ................................................................................................... 69

xi

Índice de figuras

Figura 1 – a) Estrutura de um avião [11], b) Ventoinhas frontais dos motores comerciais Rolls-

Royce Trent [7] ............................................................................................................................ 4

Figura 2 – a)Implante ortopédico [13], b) Implante ortodôntico [14] ............................................. 4

Figura 3 – a)Parte do taco de golfe constituída pela liga Ti6Al4V, b) Tubagens de plataformas

marítimas de petróleo [11] ........................................................................................................... 4

Figura 4 – Disposição dos materiais para processar ligações por brasagem e por brasagem ativa . 6

Figura 5 - Diagrama de equilíbrio Al-Cu [31], onde é indicada a composição química global das

configurações utilizadas no estudo [30] (Cu/Al/Cu e Al/Cu/Al) .................................................. 16

Figura 6 – Dispositivo utilizado no estudo para exercer pressão de processamento [30]. ............. 16

Figura 7 - Microestrutura da interface resultante do processamento de ligação efetuado à

temperatura de 625 ºC sob a pressão de contacto durante 60 minutos de tempo de estágio.

Configuração utilizada: Cu/Al/Cu. As zonas analisadas quimicamente são identificadas de 1 até 4

e as camadas formadas são identificadas por A e B [30]. ..................................................... 18

Figura 8 - Esquema do procedimento experimental ..................................................................... 19

Figura 9 – a) Amostras da liga Ti6Al4V desbastadas até 800 mesh, b) Multifolhas Al-Cu após corte,

c) Multifolhas de Al e Cu inseridas entre amostras de Ti6Al4V..................................................... 21

Figura 10 – a) Montagem da figura 9c inserida no suporte de grafite; b) Punção de grafite colocado

sobre a amostra ......................................................................................................................... 21

Figura 11 – Formo de indução utilizado para processar ligações Ti6Al4V/Ti6Al4V ....................... 22

Figura 12 – Forno de radiação utilizado para processar ligações Ti6Al4V/Ti6Al4V ....................... 22

Figura 13 - a, b, c, d, e, f) Microestrutura da interface resultante do processamento de ligação

efetuado à temperatura de 625 ºC sob a pressão de processamento de 4 MPa durante 60 minutos

de tempo de estágio. Configuração utilizada: Cu/Al/Cu. As zonas analisadas quimicamente são

identificadas de 1 até 7 e as camadas formadas são identificadas de A até D . ....................... 27

Figura 14 - Secção isotérmica a 500˚C do diagrama ternário Al-Cu-Ti, em percentagem atómica

[32], onde são indicadas as zonas analisadas quimicamente, identificadas de 1 até 7, da ligação

obtida a 625 ºC/60 min/4 MPa. ................................................................................................ 28

Figura 15 - a, b, c, d, e) Microestrutura da interface resultante do processamento de ligação


xii






Figura 17 – a, b, c, d, e, f) Microestrutura da interface resultante do processamento de ligação







Figura 19 – a, b) Microestrutura da interface resultante do processamento de ligação efetuado à

temperatura de 725 ºC sob a pressão de processamento de 8 MPa durante 60 minutos de tempo

de estágio. Configuração utilizada: Cu/Al/Cu. A zona analisada quimicamente é identificada por 1

e as camadas formadas são identificadas por A e B . .............................................................. 35

Figura 20 – a, b, c, d, e, f) Microestrutura da interface resultante do processamento de ligação



identificadas de 1 até 6 e as camadas formadas são identificadas de A até G . ....................... 37


[32], onde são indicadas as zonas analisadas quimicamente, da ligação obtida a 725 ºC/60

min/8 MPa. ............................................................................................................................... 38

Figura 22 – Diagrama de equilíbrio Ti-Al [31], onde é indicada a zona 3, analisada quimicamente,

da ligação obtida a 725 ºC/60 min/8 MPa. ............................................................................... 38

Figura 23 – a, b, c, d) Microestrutura da interface resultante do processamento de ligação

efetuado à temperatura de 725 ºC durante 60 minutos de tempo de estágio. Configuração

utilizada: Cu/Al/Cu/Cu/Cu/Al/Cu. As zonas analisadas quimicamente são identificadas de 1 até

5 e as camadas formadas são identificadas por A e B . .......................................................... 40



obtida a 725 ºC/60 min. ............................................................................................................ 41

xiii

Figura 25 - Microestrutura da interface resultante do processamento de ligação efetuado à


de estágio. Configuração utilizada: Al/Cu/Cu/Al. As zonas analisadas quimicamente são

identificadas de 1 até 6 e as camadas formadas são identificadas de A até F . ....................... 43




Figura 27 – Microestrutura da interface resultante do processamento de ligação efetuado à


de estágio. Configuração utilizada: Al/Cu/Cu/Al. As zonas analisadas quimicamente são

identificadas de 1 até 6 e as camadas formadas são identificadas de A até F . ....................... 46






de tempo de estágio. Configuração utilizada: Al/Cu/Cu/Al. As zonas analisadas quimicamente são

identificadas de 1 até 10. .......................................................................................................... 48




identificadas de 11 até 19 e as camadas formadas são identificadas de A até D . .................. 50


[32], onde são indicadas as zonas analisadas quimicamente da ligação obtida a 725 ºC/60 min/4

MPa. ......................................................................................................................................... 51

Figura 32 - Diagrama de equilíbrio Al-Cu [31], onde são indicadas as zonas analisadas

quimicamente, da ligação obtida a 725 ºC/60 min/8 MPa. ........................................................ 51




identificadas de 1 até 6. ............................................................................................................ 53

xiv

Figura 34 - Diagrama de equilíbrio Al-Cu [31], onde são indicadas as zonas analisadas

quimicamente na extremidade da ligação obtida a 725 ºC/60 min/8 MPa, de 1 até 6. .............. 54




identificadas de 7 até 15 e as camadas formadas são identificadas por A e C . ...................... 55



min/8 MPa. ............................................................................................................................... 56



de tempo de estágio. Camada intermédia utilizada: Cu. As zonas analisadas quimicamente são

identificadas de 1 até 4 e as camadas formadas são identificadas por A e B .......................... 58



min/8 MPa. ............................................................................................................................... 59

xv

Índice de tabelas

Tabela 1 – Propriedades físicas, térmicas e mecânicas da liga Ti6Al4V [2].................................... 3

Tabela 2 – Sistema de materiais, liga de brasagem e tipo de forno utilizados no processamento de

ligações por brasagem e brasagem ativa, envolvendo a liga Ti6Al4V. ............................................ 6

Tabela 3 – Variáveis de processamento (liga de brasagem, temperatura (T) e tempo de estágio (t))

e resistência ao corte de ligações envolvendo a liga Ti6Al4V, processadas por brasagem ou por

brasagem ativa. ........................................................................................................................... 7

Tabela 4 - Sistema de materiais, camada intermédia e tipo de forno utilizados no processamento

de ligações por difusão no estado sólido, envolvendo a liga Ti6Al4V. ........................................... 10

Tabela 5 - Variáveis de processamento (temperatura (T), pressão de processamento (P) e tempo

de estágio (t)) e resistência ao corte de ligações envolvendo a liga Ti6Al4V, processadas por

difusão no estado sólido. ............................................................................................................ 11

Tabela 6 – Sistema de materiais, camada intermédia e tipo de forno utilizados no processamento

de ligações por brasagem por difusão, envolvendo a liga Ti6Al4V. ............................................... 14

Tabela 7 – Variáveis de processamento (temperatura (T), pressão de processamento (P) e tempo

de estágio (t)) e resistência ao corte de ligações envolvendo a liga Ti6Al4V, processadas por

brasagem por difusão. ............................................................................................................... 14

Tabela 8 – Variáveis de processamento (temperatura (T), pressão de processamento (P), tempo de

estágio (t), nível de vazio, velocidade de aquecimento (Vaquec), velocidade de arrefecimento

(Varref), configuração das multifolhas Al/Cu e massa ponderal do Al (mAl) e do Cu (mCu) na liga

de brasagem) dos ensaios efetuados no trabalho precedente [30]. ............................................. 17

Tabela 9 - Composição química (%atómica) das diferentes zonas detetadas presentes na interface

da figura 6 [30].......................................................................................................................... 18

Tabela 10 - Espessuras das folhas de Al e Cu utilizadas nas configurações de multifolhas. .......... 20

Tabela 11 – Variáveis de processamento (temperatura (T), pressão de processamento (P), tempo

de estágio (t), velocidade de aquecimento (Vaquec), velocidade de arrefecimento (Varref),

configuração das multifolhas Al/Cu, massa ponderal do Al (mAl) e do Cu (mCu) na liga de

brasagem e espessura total das multifolhas) dos ensaios efetuados............................................ 23

Tabela 12 – Metodologia adotada para a preparação das amostras para a análise química e

microestrutural das interfaces. ................................................................................................... 24

Tabela 13 - Composição química das diferentes zonas detetadas presentes na interface da figura

13. ............................................................................................................................................ 28

xvi


15. ............................................................................................................................................ 31

Tabela 15 – Composição química das diferentes zonas detetadas presentes na interface da figura

17. ............................................................................................................................................ 34

Tabela 16 - Composição química das diferentes zonas detetadas presentes na interface das figuras

19 e 20. .................................................................................................................................... 36


23. ............................................................................................................................................ 41


25. ............................................................................................................................................ 44


27. ............................................................................................................................................ 47


29. ............................................................................................................................................ 49


30. ............................................................................................................................................ 50


33. ............................................................................................................................................ 54


35. ............................................................................................................................................ 55


37. ............................................................................................................................................ 59


Página 1

1 Enquadramento e objetivos

Existem diversas técnicas de ligação de índole química amplamente utilizadas no

processamento de ligações entre materiais. A brasagem, a brasagem por difusão, a soldadura ou a

ligação por difusão no estado sólido, são disso exemplos. Qualquer que seja a técnica de ligação

utilizada é fundamental minimizar a degradação dos materiais de base, bem como os custos

associados ao processo. A redução da temperatura de processamento proporciona uma forma

extremamente eficaz de alcançar estes objetivos. No entanto, esta terá de ser suficientemente

elevada de forma a possibilitar uma interação química entre os diferentes materiais envolvidos no

processo de ligação que conduza à formação de interfaces sãs e em simultâneo, permitir o

emprego de tempos de processamento tão curtos quanto possível. Adicionalmente, os produtos de

reação formados na interface devem conferir às interfaces propriedades adequadas às solicitações

a que serão sujeitas em condições de serviço.

Estudos anteriores indicam a possibilidade de processar ligações Ti6Al4V/Ti6Al4V mediante a

utilização de um sistema composto por uma sequência de folhas de Al e Cu, com uma

composição química global próxima da do eutético Al-Cu. As ligações foram processadas a

temperaturas compreendidas entre a do eutético Al-Cu e o ponto de fusão do Al, sem recurso a

pressões de processamento elevadas. Ficou demonstrado que o líquido formado, em resultado da

interdifusão no estado sólido nas multifolhas, reage com a liga Ti6Al4V originando produtos de

reação que permitem o estabelecimento da ligação. No entanto as interfaces obtidas não se

apresentam isentas de defeitos. Torna-se por isso necessário efetuar estudos mais aprofundados

que permitam determinar a possibilidade de obter ligações sãs.

Deste modo, neste estudo avaliou-se a influência das variáveis de processamento na

composição química e microestrutura de interfaces resultantes da ligação da liga Ti6Al4V por

brasagem por difusão, mediante a utilização de multifolhas Al/Cu como liga de brasagem. Numa

primeira fase, pretende-se avaliar a possibilidade de produzir interfaces Ti6Al4V/Ti6Al4V sãs e em

última instância, otimizar as condições de processamento conducentes à formação deste tipo de

interfaces.


Página 2

A revisão bibliográfica que a seguir se apresenta, para cada técnica de ligação, indica que na

esmagadora maioria dos estudos referentes ao processamento de ligações envolvendo a liga

Ti6Al4V, a temperatura e/ou a pressão de processamento são superiores às que se prevê utilizar

no presente trabalho. Desta forma é possível antever que a concretização das metas delineadas

para o presente estudo constituirá uma mais-valia na área das técnicas de processamento de

ligações aplicáveis à liga Ti6Al4V.


Página 3

2 Revisão bibliográfica

Neste capítulo serão abordados as principais características e aplicações da liga Ti6Al4V, bem

como as diversas técnicas utilizadas no processamento de ligações entre materiais envolvendo

esta liga.

2.1 Liga Ti6Al4V: propriedades e aplicações

A liga Ti6Al4V também designada por Ti64 é uma das mais importantes ligas de titânio do tipo

α-β [1]. As propriedades físicas, térmicas e mecânicas desta liga estão indicadas na tabela 1 [2].

Esta liga de baixa massa volúmica e biocompatível, é também caracterizada por apresentar

elevada ductilidade, elevada resistência à corrosão e elevada resistência mecânica específica [2-4].

Foi a primeira liga considerada resistente a temperaturas relativamente elevadas,

apresentando uma temperatura máxima de serviço de aproximadamente 315 ºC [6,7].

Contrariamente aos aços, a resistência à corrosão da liga Ti6Al4V permite que esta seja utilizada

sem a necessidade de efetuar revestimento [9].

Tabela 1 – Propriedades físicas, térmicas e mecânicas da liga Ti6Al4V [2].

Propriedades físicas

Massa volúmica 4,42 g/cm3

Intervalo de fusão 1600ºC - 1650 ºC

Propriedades térmicas

Coeficiente de expansão térmica (20 – 100 ºC) 8,0 ×10-6 K-1

Condutividade térmica (23 ºC)

5,8 W/m.K

Propriedades mecânicas

Módulo de elasticidade 106 – 114 GPa

Tensão de rotura à tração 1035 – 1410 MPa

Em virtude deste conjunto de propriedades esta liga é utilizada na indústria aeronáutica, naval

e biomecânica [3]. Indústrias de geração de energia, automóvel, petroquímica, nuclear são outros

ramos de aplicação [5]. A liga Ti6Al4V é aplicada, por exemplo, nas estruturas dos aviões

(figura 1a) e nas ventoinhas frontais dos motores comerciais Rolls-Royce Trent (figura 1b) [7,11].


Página 4

Figura 1 – a) Estrutura de um avião [11], b) Ventoinhas frontais dos motores comerciais Rolls-Royce Trent [7]

Esta liga, à semelhança do titânio puro, é muito aplicada na indústria biomédica, ocupando

em conjunto grande parte do mercado dos biomateriais [12]. A título de exemplo, apresentam-se

na figura 2 implantes que incorporam a liga Ti6Al4V.

Figura 2 – a)Implante ortopédico [13], b) Implante ortodôntico [14]

Tacos de golfe e tubagens de plataformas marítimas de petróleo (ver figura 3) são outras

aplicações desta liga [11].

Figura 3 – a)Parte do taco de golfe constituída pela liga Ti6Al4V, b) Tubagens de plataformas marítimas de petróleo [11]

a) b)

a) b)

a) b)


Página 5

2.2 Técnicas de ligação

Existem diversas técnicas amplamente utilizadas no processamento de ligações entre

materiais, que envolvem reações químicas. A soldadura, a brasagem ou a ligação por difusão no

estado sólido, são exemplos disso. Uma outra técnica de ligação de índole química é a brasagem

por difusão, que se caracteriza por apresentar algumas características semelhantes à brasagem e

outras semelhantes à ligação por difusão no estado sólido. Neste capítulo serão descritas estas

técnicas e serão apresentados os resultados referidos na bibliografia.

2.2.1 Soldadura

É uma técnica de ligação que envolve a fusão parcial dos materiais de base, com ou sem

adição de material de enchimento. Processo que une componentes metálicos, caracterizado por

ser simples, versátil e económico. Contudo tem a desvantagem de afetar mais as propriedades

mecânicas dos materiais a unir [29].

Esta técnica é inadequada para as ligas de Ti, por estas serem extremamente reativas a

elevadas temperaturas. A utilização de gases protetores previne possíveis contaminações pelo

ambiente, todavia induzem a defeitos como poros e fissuras. A realização da ligação em vazio é

um modo de reduzir a porosidade. Para além dos defeitos anteriormente referidos, a zona de

ligação é caracterizada por apresentar alteração microestrutural, que tal como a porosidade altera

significativamente a tensão de rotura à tração [6].

2.2.2 Brasagem

O processamento de ligação por brasagem é efetuado a temperaturas superiores a 450 ºC. O

estabelecimento da ligação é promovido pela reação entre uma fase líquida, proveniente da fusão

de um metal puro ou da liga metálica, e os materiais de base.

A brasagem ativa é utilizada para processar ligações que envolvem materiais caracterizados

pela elevada estabilidade química, térmica e alta fragilidade como os cerâmicos. As ligas de

brasagem ativa diferem das convencionais por conterem pequenas quantidades de um elemento

ativo. O elemento ativo difunde-se para a interface, entre a liga de brasagem e os materiais de

base, originando a formação de produtos de reação que funcionam como elo de ligação entre os

materiais a ligar [15].


Página 6

Nesta técnica de ligação a camada intermédia é previamente introduzida entre os materiais de

base, como se pode visualizar na figura 4, sendo o conjunto sujeito a uma pressão de contacto, na

ordem de alguns Pa. A pressão de contacto tem por objetivo promover o contacto íntimo, entre os

materiais de base e a camada intermédia, no decorrer do ciclo térmico.

Figura 4 – Disposição dos materiais para processar ligações por brasagem e por brasagem ativa

A ligação é geralmente efetuada em vazio, a uma temperatura de processamento superior à

temperatura de liquidus da camada intermédia, por norma superior em 20 a 30 ºC, sem que

ocorra fusão dos materiais de base. O líquido formado reage com os materiais de base originando

produtos de reação que possibilitam a ligação entre os materiais de base [16]. Deste modo, é

possível efetuar ligação a temperaturas relativamente baixas e consequentemente minimizar a

degradação dos materiais de base. Esta técnica de ligação permite obter facilmente juntas

estanques e possibilita a ligação em diversos sistemas [16].

O sistema de materiais, liga de brasagem e tipo de forno utilizados no processamento de

ligações, por brasagem e brasagem ativa, envolvendo a liga Ti6Al4V estão apresentados na

tabela 2.

Tabela 2 – Sistema de materiais, liga de brasagem e tipo de forno utilizados no processamento de ligações por brasagem e

brasagem ativa, envolvendo a liga Ti6Al4V.

Referência do Estudo

Materiais de base Liga de brasagem

(%ponderal) Tipo de forno

[17] Ti6Al4V/Ti6Al4V Ag–28Cu Infravermelhos e

resistência eléctrica Ag–5Al

[18] Ti6Al4V/Ti6Al4V Ti-20Cu-20Ni Resistência eléctrica

[19] Ti6Al4V/SiO2 Ag-21Cu-4.5Ti Resistência eléctrica

[20] Ti6Al4V/Nb Ti-15Cu-15Ni Infravermelhos

[21] Ti6Al4V/C103 Ti-15Cu-15Ni Resistência eléctrica

[5] Ti6Al4V/Mo Ti-15Cu-15Ni Infravermelhos e

resistência eléctrica

[22] Ti6Al4V/Al2O3 Ag-28Cu Resistência eléctrica

[1] Ti6Al4V/Ti50Al50 Ti-15Cu-25Ni e Ti-15Cu-15Ni

Infravermelhos

Material de base

Material de base

Camada intermédia

Pressão de contacto


Página 7

As variáveis de processamento e a resistência ao corte das ligações processadas por

brasagem e por brasagem ativa, envolvendo a liga Ti6Al4V estão apresentados na tabela 3.

Tabela 3 – Variáveis de processamento (liga de brasagem, temperatura (T) e tempo de estágio (t)) e resistência ao corte de ligações envolvendo a liga Ti6Al4V, processadas por brasagem ou por brasagem ativa.

Variáveis de processamento

Referência do estudo

Liga de brasagem

(%ponderal) T (ºC) t (min)

Resistência ao corte (MPa)

[17] Ag–28Cu

800

3 - 20

79 - 153 850 67 - 75

Ag–5Al 850 25 900 23 - 95

[18] Ti-20Cu-20Ni 940 10 - 30 ---

[19] Ag-21Cu-4.5Ti

850

5

18 880 19 900 27 920 20 950 13 980 7

[20] Ti-15Cu-15Ni 970 3 - 60 ---

[21] Ti-15Cu-15Ni 960

15 350

1000 270 1050 180

[5] Ti-15Cu-15Ni 970 3 251

[22] Ag-28Cu

800

10

98 825 118 850 102 875 96 900 87 925 76 950 72

[1] Ti-15Cu-25Ni

970 5 - 15 189 – 214

Ti-15Cu-15Ni 5 - 20 240 - 280

Du Y.C. et al [17] processaram ligações Ti6Al4V/Ti6Al4V, no forno de resistências e por

infravermelhos, utilizando duas ligas de brasagem, Ag-28Cu e Ag-5Al, com 50 μm de espessura.

As ligações foram processadas entre 800 ºC e 900 ºC, com tempos de estágio compreendidos

entre 3 e 20 minutos, num nível de vazio de 10-5 mbar. Com aumento da temperatura de

brasagem, a interface resultante do processamento efetuado por infravermelhos, utilizando a liga

Ag-28Cu é enriquecida em Ti e a resistência ao corte diminui. Nas amostras processadas a 800 ºC


Página 8

por infravermelhos, a fratura ocorreu pela liga de brasagem eutética e para temperaturas

superiores a fratura ocorreu junto à liga de Ti (a fase CuTi2 foi identificada na superfície de fratura).

Nas amostras processadas pelo forno convencional, a fratura ocorreu junto à liga de Ti e a fase

identificada na superfície de fratura é a fase CuTi. O crescimento dos compostos intermetálicos

Cu-Ti é considerado nefasto para a resistência ao corte. A interface resultante do processamento

que utiliza a liga Ag-5Al como camada intermédia, apresenta uma camada de reação à

temperatura 850 ºC (AlTi) diferente da formada à temperatura de 900 ºC (AlTi3). As amostras

processadas no forno de resistências elétricas, apresentam baixa resistência ao corte e na

superfície de fratura é detetada a fase AlTi3, enquanto que as amostras processadas por

infravermelhos fraturaram pela solução sólida de Ag. A resistência ao corte, em geral, é maior

quando utilizada a liga de brasagem Ag-28Cu, apresentando um valor máximo de resistência ao

corte de 79 MPa.

Wu Z. et al [18] efetuaram ligações Ti6Al4V/Ti6Al4V, mediante a utilização da liga de

brasagem Ti-20Cu-20Ni, à temperatura de 940ºC com tempos de estágio compreendidos entre

10 e 30 minutos. O tempo de estágio de 10 minutos foi insuficiente, enquanto que o tempo de

estágio 30 minutos foi considerado o mais adequado. As fases CuTi2 e NiTi2 foram identificadas na

interface.

Liu H.B. et al [19] processaram ligações Ti6Al4V/SiO2, durante 5 minutos, a temperaturas

compreendidas entre 850 ºC e 1000 ºC, mediante da utilização da liga de brasagem

Ag-21Cu-4.5Ti. A interface resultante da ligação efetuada à temperatura 850 ºC, durante

5 minutos, apresenta as seguintes fases: TiSi2+Ti4O7, CuTi+Cu2Ti4O, (Ag) + (Cu), CuTi, CuTi2,

(Ti) + CuTi2. Com o aumento da temperatura e do tempo de estágio de brasagem as espessuras

de todas as camadas de reação aumentam, exceto a espessura da solução sólida de prata

presente no centro da interface. A resistência ao corte mais elevada é obtida nas amostras

processadas a 900 ºC durante 5 minutos.

Liaw D.W. et al [20] efetuaram ligações Ti6Al4V/Nb, à temperatura de

970 ºC, com tempos de estágio compreendidos entre 3 e 60 minutos, mediante a utilização da

liga de brasagem Ti-15Cu-15Ni. A interface das amostras processadas com o menor tempo de

estágio apresentam as fases (Ti), CuTi2, Ti2Ni e βTi.

Hong I. e Koo C. [21] processaram ligações entre a liga Ti6Al4V com uma liga de Nb

(Nb-10Hf-Ti), denominada por C103, durante 15 minutos a temperaturas compreendidas entre


Página 9

960 ºC e 1050 ºC, mediante a utilização da liga de brasagem Ti-15Cu-15Ni. Da ligação resultaram

várias camadas de reação, tendo sido identificadas sete camadas distintas. A interface resultante

do processamento efetuado à temperatura de 960 ºC, durante 15 minutos, é isenta de compostos

intermetálicos e apresenta a resistência ao corte mais elevada.

Chang C.T. et al [5] processaram ligações Ti6Al4V/Mo, recorrendo à liga de brasagem

Ti-15Cu-15Ni, à temperatura de 970 ºC durante 3 minutos de tempo de estágio. Os testes de

molhabilidade demonstraram que a partir dos 1000 ºC o ângulo de contacto da liga de brasagem

sobre o Mo diminui. No processamento realizado no forno convencional verificou-se maior

incorporação de Mo na interface devido à velocidade dos ciclos ser mais lenta. Vários ensaios de

resistência ao corte foram realizados, mas a fratura ocorreu através do Mo na maioria dos ensaios.

No entanto, as amostras com resistência ao corte mais elevada fraturaram através da interface.

Cao J. et al [22] processaram ligações Al2O3/Ti6Al4V, entre 800 ºC e 950 ºC, com tempos de

estágio compreendidos entre 5 e 60 minutos, mediante a utilização da liga de brasagem Ag-28Cu

e da configuração Ag-Cu/Cu/Ag-Cu. A interface resultante do processamento efetuado à

temperatura de 825 ºC, durante 10 minutos, apresenta a resistência ao corte mais elevada.

Verifica-se que com o aumento da temperatura de brasagem e do tempo de estágio, a resistência

ao corte diminui devido à predominância de intermetálicos Ti-Cu. Apesar das interfaces estarem

isentas de poros e defeitos, os autores referem a indução de tensões residuais, em resultado de

diferenças entre os coeficientes de expansão térmica dos materiais de base. A utilização de uma

folha de Cu, na configuração Ag-28Cu/Cu/Ag-28Cu, diminuiu o nível de tensões residuais e

melhorou as propriedades mecânicas das ligações.

Shiue R.K. et al [1] processaram ligações Ti50Al50/Ti6Al4V, entre 930 e 970 ºC, com tempos

de estágio compreendidos entre 5 e 20 minutos, mediante a utilização de duas ligas de brasagem:

Ti-15Cu-25Ni e Ti-15Cu-15Ni. Estes autores verificaram que as interface obtidas eram compostas

essencialmente por (Ti), Ti2Ni e AlTi3. Com o aumento da temperatura de brasagem ou do tempo

de estágio, a quantidade da fase Ti2Ni decresce. O mesmo não se verificou com a fase AlTi3. A

espessura da camada de reação formada junto à liga Ti50Al50, composta por Al3Ti, não se altera. A

resistência ao corte aumenta, com o aumento da temperatura de brasagem ou com o aumento do

tempo de estágio. A resistência ao corte é mais elevada quando é utilizada a liga de brasagem

com menor percentagem de Ti, devido à quantidade de Ti2Ni formada na interface ser menor.


Página 10

2.2.3 Ligação por difusão no estado sólido

Contrariamente à brasagem, esta técnica de ligação é totalmente conduzida no estado sólido e

requer a aplicação de pressões elevadas, na ordem das dezenas ou de algumas centenas de MPa.

A ligação é controlada por mecanismos de difusão e pela deformação microscópica dos materiais

de base [16]. É de salientar que a pressão aplicada não deve provocar deformações

macroscópicas nos materiais de base [16]. A utilização da camada intermédia é facultativa.

A obtenção de interfaces com composição química e estrutura idêntica à dos materiais de

base e consequentemente com resistência mecânica semelhante à dos materiais de base são as

vantagens desta técnica [16]. A ausência de uma fase líquida também é benéfica dado que minora

a degradação dos materiais de base e os riscos de fissuração decorrentes da solidificação. Porém,

a necessidade de aplicar elevadas pressões requer equipamentos dispendiosos, limita a aplicação

do processo a geometrias simples e superfícies planas, tornando-o inviável para peças de elevadas

dimensões [16].

Na tabela 4 apresenta-se o sistema de materiais, o tipo de forno e a camada intermédia

utilizados no processamento de ligações por difusão no estado sólido, envolvendo a liga Ti6Al4V.

Tabela 4 - Sistema de materiais, camada intermédia e tipo de forno utilizados no processamento de ligações por difusão no estado

sólido, envolvendo a liga Ti6Al4V.


Materiais de base Camada intermédia

(%ponderal) Tipo de forno

[3] Ti6Al4V /Al2O3 Ag-28Cu Resistência eléctrica

[23] Ti6Al4V/WC-Co Ag-27Cu-4Ti Resistência eléctrica

[24] Ti6Al4V/Cu-10Sn --- Resistência eléctrica

[25] Ti6Al4V/Aço

inoxidável ferrítico --- Forno de indução

[26] Ti6Al4V/Al7075 Sn-3.6Ag-1Cu Forno de indução

[27] Ti6Al4V / -TiAl --- Resistência eléctrica

[28] Ti6Al4V /AISI 304

inoxidável Cu Forno de indução

Na tabela 5 estão indicadas as variáveis de processamento e as respetivas resistências ao

corte dos estudos apresentados na tabela 4.


Página 11

Tabela 5 - Variáveis de processamento (temperatura (T), pressão de processamento (P) e tempo de estágio (t)) e resistência ao

corte de ligações envolvendo a liga Ti6Al4V, processadas por difusão no estado sólido.



T (ºC) P (MPa) t (min) Resistência ao

corte (MPa)

[3] 750 3

10 40 20 42,5 30 140 60 48

[23]

825

2

30 314

850 15 330 30 955 60 879

[24] 830 10

5 70 10 81 15 102 20 83

[25] 885

5 30 135

930 180 980 187

[26] 500 1 10 17 30 24 60 42

[27] 800 - 900 100 120 ---

[28] 830

1 90 85

850 100 870 118

Barrena M.I. et al [3] processarem ligações Al2O3/Ti6Al4V mediante a utilização da liga

Ag-28Cu como camada intermédia. As ligações foram processadas à temperatura de 750 °C em

vazio (10−3–10−2 Pa). Foi exercida uma pressão de 3 MPa com os tempos de estágio de 10, 20, 30

e 60 minutos. As amostras processadas com um tempo de estágio de 30 minutos apresentam

maior resistência ao corte (aproximadamente 140 MPa). O decréscimo da resistência ao corte

para estágios superiores a 30 minutos decorreu da formação das fases Cu3TiO4 e Cu2Ti4O na

interface.

Barrena M. et al, [23] processaram ligações Ti6Al4V/WC-Co com recurso à camada

intermédia Ag-27Cu-4Ti. A interface resultante do ligação efetuada à temperatura de 850 ºC, com

um tempo de estágio de 30 minutos, sob uma pressão de processamento de 2 MPa, apresenta a

resistência ao corte mais elevada (955 MPa). A fractura ocorreu através de uma camada

essencialmente composta pelos intermetálicos Ti2Cu e TiCu.


Página 12

He Z. et al [24] efetuaram ligações Ti6Al4V/Cu-10Sn, à temperatura de 830 ºC, com uma

pressão de 10 MPa e tempos de estágio de 5, 10, 15 e 20 minutos. Junto à liga Ti6Al4V forma-se

um intermetálico Ti-Cu. A espessura das camadas de reação aumenta com o aumento do tempo

de estágio. A interface resultante do processamento realizado com o tempo de estágio de 15

minutos apresenta a resistência ao corte mais elevada. Para estágios superiores a 15 minutos, o

aumento da espessura da camada de reação composta por intermetálicos provoca a diminuição da

resistência ao corte.

Kurt B. et al [25] processaram ligações Ti6Al4V/Aço inoxidável ferrítico, durante 30 minutos a

temperaturas compreendidas entre 885 ºC e 980 ºC, com o objetivo de avaliar a influência da

temperatura de processamento nas propriedades mecânicas da ligação. Para todas as

temperaturas testadas, a interface é composta por dois compostos intermetálicos FeTi e Fe2Ti.

Com o aumento da temperatura de processamento o composto FeTi diminui de espessura, ao

contrário do outro composto intermetálico. Apesar dos compostos intermetálicos serem

considerados prejudiciais para as propriedades mecânicas das ligações, a presença do composto

Fe2Ti na interface é considerada menos nefasta, visto que a fase presente na superficie de fratura

é a fase FeTi.

Alhazaa A.N. et al [26] efetuaram ligações Ti6Al4V/Al7075, à temperatura de 500ºC, com

uma pressão de 1 MPa e tempos de estágio de 10, 30 e 60 minutos, mediante a ultilização da

liga Sn-3.6Ag-1Cu como camada intermédia. Adicionalmente depositaram Cu nas superfícies dos

materiais de base, para inibir a formação de óxidos na superfície da liga de Al e melhorar a

molhabilidade da camada intermédia em ambos os materiais de base. A interface é composta

essencialmente por compostos intermetálicos. Com o aumento do tempo de estágio de 10

minutos para 30 minutos verificou-se o aumento da espessura da interface e da resistência ao

corte. Nas superfícies de fratura foram detetadas as fases Al3Ti e Al2Cu.

Wang X. et al [27] processaram ligações -TiAl/Ti6Al4V, durante 120 minutos, a

temperaturas compreendidas entre 800 ºC e 900 ºC, sob uma pressão de 100 MPa. A interface

resultante do processamento realizado à temperatura de 800 ºC é isenta de poros e fissuras. Com

aumento da temperatura de processamento, verificou-se o aumento da espessura da interface

bem como o aumento do tamanho de grão dos materiais de base.


Página 13

Özdemir N. e Bilgin B [28] efetuaram ligações Ti6Al4V /AISI 304, utilizando uma folha de Cu

como camada intermédia, a uma temperatura compreendida entre 830 ºC e 870 ºC, com tempos

de estágio compreendidos entre 50 e 70 minutos. No estudo foi concluído que o aumento da

temperatura de processamento e o aumento do tempo de estágio provocam o aumento da

resistência ao corte das ligações.

2.2.4 Brasagem por difusão

Esta técnica de ligação é uma alternativa para efetuar ligações em materiais que não possam

ser ligados pelas técnicas de ligação convencionais, como a soldadura, e também para quando

não se pode exercer elevadas pressões e elevadas temperaturas de processamento por provocar

deterioração dos materiais de base [4, 16].

Tal como na brasagem a ligação ocorre devido à formação de uma fase líquida proveniente da

camada intermédia, que consiste num revestimento, numa folha ou num conjunto de multifolhas.

Difere da brasagem na formação da fase líquida: contrariamente à brasagem, em que a

temperatura de processamento excede a temperatura de fusão da camada intermédia, a formação

da fase líquida ocorre em virtude da:

Temperatura de fusão da camada intermédia ter sido excedida, ocorrendo

solidificação por interdifusão (solidificação isotérmica) e não pelo arrefecimento;

Formação de uma liga com ponto de fusão inferior à temperatura de processamento

devido à interdifusão entre os elementos que constituem a camada intermédia;

Formação de uma liga com ponto de fusão inferior à temperatura de processamento

devido à interdifusão da camada intermédia com os materiais de base formar uma

liga com ponto de fusão [16].

Esta técnica de ligação depende de vários fatores como a temperatura, a pressão de

processamento, o tempo de estágio, a solubilidade entre os materiais de base, a camada

intermédia, e a quantidade de elementos disponíveis na camada intermédia para se difundirem

[16].

A brasagem por difusão combina as vantagens da brasagem (temperatura de processamento

relativamente baixa e reduzida pressão de processamento) com as vantagens da ligação por

difusão no estado sólido (interfaces com resistência, composição química e estrutura idêntica à


Página 14

dos materiais de base). Na prática, tal como na brasagem, a interface por norma exibe

heterogeneidade química e microestrutural ao revelar várias camadas de reação com composição

química, morfologia e espessura variável. A homogeneização pode ser alcançada mediante um

tratamento térmico posterior ao processamento, prática que acarreta custos adicionais [16].

Na tabela 6 estão apresentados o sistema de materiais, a camada intermédia e tipo de

forno utilizados no processamento de ligações por brasagem por difusão, envolvendo a liga

Ti6Al4V.

Tabela 6 – Sistema de materiais, camada intermédia e tipo de forno utilizados no processamento de ligações por brasagem por

difusão, envolvendo a liga Ti6Al4V.


Materiais de base

Camada intermédia (%ponderal)

Tipo de forno

[4] Ti6Al4V/Al7075 Cu Indução

[17] Ti6Al4V/Al7075 Sn-4Ag-3.5Bi Resistência eléctrica

Na tabela 7 estão indicadas as variáveis de processamento e as respetivas resistências ao

corte dos estudos apresentados na tabela 6.

Tabela 7 – Variáveis de processamento (temperatura (T), pressão de processamento (P) e tempo de estágio (t)) e resistência ao corte de ligações envolvendo a liga Ti6Al4V, processadas por brasagem por difusão.



T (ºC) P (MPa) t (min) Resistência

ao corte (MPa)

[4] 500 0,2

5 3 20 10 30 18 40 19 60 19

[17] 500 --- 5 9 30 30 60 35

AlHazaa A. et al [4] processaram ligações Ti6Al4V/Al7075, por brasagem por difusão, entre

duas ligas com aplicação frequente na indústria aeroespacial mediante a utilização de uma folha

de Cu, com 22 µm de espessura. O processamento foi efetuado à temperatura de 500 ºC, sob a

pressão de 0,2 MPa, com tempos de estágio de 10, 25 e 30 minutos. A ligação entre os dois

materiais de base foi diferente. Na interface Cu/Al7075 ocorreu por formação de um líquido com

composição eutética e na interface Cu/Ti6Al4V por difusão no estado sólido. Para um tempo de

estágio de 30 minutos verificou-se uma maior difusão do Cu, que resultou na formação do


Página 15

composto Cu3Ti2 junto à liga Ti6Al4V. A formação de uma fase líquida com composição eutética

resultou na formação de várias fases, entre elas a fase Al2Cu. Foram realizados ensaios de

resistência ao corte e verificou-se que a fratura ocorreu sempre perto da liga de Ti.

Kenevisi M.S. e Khoie S.M.M. [17] apresentam o processamento de ligações Ti6Al4V/Al7075

mediante a utilização da liga de brasagem Sn-4Ag-3.5Bi. Adicionalmente depositaram Cu nas

superfícies de ambos os materiais de base e processaram ligações a 500 ºC, durante vários

tempos de estágio. A microestrutura, obtida através da microscopia electrónica de varrimento,

evidenciou a existência de um eutético Al-Cu junto à liga de Al, nomeadamente a fase Al2Cu, e de

compostos intermetálicos junto a ambas as ligas, entre eles: Cu3Ti, TiAl, Ti3Al, Cu3Ti. Com o

aumento do tempo de estágio a resistênca ao corte também aumentou, como se pode verificar na

tabela 7. Este aumento deve-se à formação de compostos intermetálicos durante o processo de

ligação, nomeadamente os compostos TiAl e Ti3Al.

Os estudos anteriores que processam ligações por brasagem por difusão utilizam uma

temperatura mais baixa relativamente à utilizada no presente trabalho. Contudo a formação do

líquido, com composição eutética indicada no diagrama de equilíbrio Al-Cu [31], ocorre apenas

junto à liga de Al. A ligação do sistema Ti6Al4V/Ti6Al4V ocorreria totalmente no estado sólido

utilizando esta temperatura, visto que não se formaria líquido mediante a utilização da camada

intermédia dos estudos [4] e [17]. No presente trabalho a utilização desta temperatura de

processamento implicaria ligação por difusão no estado sólido.


Página 16

2.3 Ligações utilizando folhas de Al e Cu

O presente trabalho advém de um trabalho realizado na Unidade Curricular Projeto individual

efetuado por Vieira A. [30], que indicou a possibilidade de processar ligações Ti6Al4V/Ti6Al4V por

brasagem por difusão mediante a utilização de multifolhas de Al e Cu comercialmente puros como

liga de brasagem a temperatura relativamente baixa, sem recurso a pressões de processamento

elevadas. Estas condições de processamento possibilitam reduzir os custos associados ao

processo de ligação bem como a degradação dos materiais de base.

Figura 5 - Diagrama de equilíbrio Al-Cu [31], onde é indicada a composição química global das configurações utilizadas no estudo [30] (Cu/Al/Cu e Al/Cu/Al)

As variáveis de processamento do estudo, apresentadas na tabela 8, foram a base para

definir as condições de processamento do presente trabalho. Neste estudo foi utilizado o

dispositivo indicado na figura 6 para exercer uma pressão de contacto para promover um contacto

íntimo entre os materiais envolvidos entre a ligação.

Figura 6 – Dispositivo utilizado no estudo para exercer pressão de processamento [30].

Liga eutética


Página 17

Tabela 8 – Variáveis de processamento (temperatura (T), pressão de processamento (P), tempo de estágio (t), nível de vazio,

velocidade de aquecimento (Vaquec), velocidade de arrefecimento (Varref), configuração das multifolhas Al/Cu e massa ponderal

do Al (mAl) e do Cu (mCu) na liga de brasagem) dos ensaios efetuados no trabalho precedente [30].


T (ºC) P (MPa) t (min) Nível de

vazio (mbar)

vaquec

(ºC/min) varref

(ºC/min)

Configuração das multifolhas

de Al/Cu

Liga de brasagem

mAl (%ponderal)

mCu

(%ponderal)

625 Pressão

de contacto

30 10-4 5 5 Cu/Al/Cu 65,5 34,5

60

Das duas condições de processamento adotadas pelo trabalho precedente foi escolhida a

que tem um tempo de estágio de 60 minutos por ter apresentado uma microestrutura mais

homogénea. O que indica que este tempo de estágio de maior duração permitiu uma maior

interdifusão entre as folhas de Al e Cu.

Apesar de indicada apenas uma configuração, o trabalho anterior testou outra

configuração, Al/Cu/Al, com a mesma composição química global próxima da do eutético Al-Cu

(ver figura 5). Esta configuração não demonstrou diferenças significativas da configuração

Cu/Al/Cu. Sendo assim optaram pela configuração Cu/Al/Cu a fim de proteger as folhas de Al da

oxidação.

O processamento da ligação foi realizado à temperatura de processamento de 625 ºC,

durante 60 minutos de tempo de estágio com uma pressão de processamento de contacto. As

imagens obtidas por Microscopia Eletrónica de Varrimento (MEV) e os dados obtidos por

Espectroscopia de Dispersão de Energias (EDS), bem como as possíveis fases determinadas pela

análise do diagrama ternário Al-Cu-Ti [32] em conjunto com os dados obtidos por MEV e EDS

estão expostos na figura 7 e na tabela 9.


Página 18

Figura 7 - Microestrutura da interface resultante do processamento de ligação efetuado à temperatura de 625 ºC sob a pressão de contacto durante 60 minutos de tempo de estágio. Configuração utilizada: Cu/Al/Cu. As zonas analisadas quimicamente são

identificadas de 1 até 4 e as camadas formadas são identificadas por A e B [30].

Na camada central da interface ( B ) a morfologia é, constituída por uma mistura de

zonas: zonas com uma microestrutura típica de um eutético e zonas de tonalidade clara que

aparentam ser monofásicas. A interface apresenta entre 85 µm a 115 µm de espessura e a

camada de reação A aproximadamente 5 µm. A composição química dos materiais de base é

inalterada o que indica a não incorporação de espécies atómicas provenientes da liga de

brasagem.

Tabela 9 - Composição química (%atómica) das diferentes zonas detetadas presentes na interface da figura 6 [30].

Al Cu Ti V Fases Camada

1 14,97 0,52 81,42 3,09 m.b. ---

2 67,98 1,27 30,76 --- Al2Ti A 3 64,24 35,12 0,64 --- Al2Cu

B 4 97,51 2,03 0,46 --- (Al)

m.b. – material de base

O líquido formado, que resultou da interdifusão no estado sólido entre as multifolhas reage

com a liga Ti6Al4V originando produtos de reação que permitem o estabelecimento da ligação. No

entanto, como é possível visualizar na figura 7, as interfaces obtidas não se apresentam isentas de

defeitos. De facto, é possível observar algumas zonas com fissuração e outras com falta de

ligação, localizadas no centro da interface e junto ao material de base, respetivamente. Torna-se

por isso necessário efetuar estudos mais aprofundados que permitam determinar a possibilidade

de obter ligações sãs.

Ti6Al4V Ti6Al4V

1

2

3

4

Camada

de reação Falta de

ligação

Fissuras

A

B


Página 19

Caracterização química e microestrutural

3 Procedimento experimental

Neste trabalho foram processadas ligações Ti6Al4V/Ti6Al4V, por brasagem por difusão,

recorrendo a vários sistemas de multifolhas de Al/Cu como camada intermédia.

Foi avaliada a influência da temperatura de processamento, do tempo de estágio, da pressão

de processamento e da composição química global do sistema de multifolhas, na microestrutura e

composição química das interfaces produzidas.

A microestrutura e composição química das interfaces foram analisadas por MEV e por EDS,

respetivamente.

Na figura 8 apresenta-se o fluxograma do procedimento experimental.

O procedimento esquematizado na figura 8 decorre da necessidade de se efetuar um

estudo sistemático que envolve a avaliação da influência das diversas variáveis de processamento,

nas características químicas e microestruturais das interfaces obtidas. Trata-se de um processo

que requer a execução de um número considerável de experiências devido ao imperativo óbvio, de

garantir a avaliação do efeito individual de cada variável.

Corte; Desengorduramento; Secagem ao ar.

Desbaste; Desengorduramento; Secagem ao ar.

Preparação das amostras de Ti6Al4V

Preparação das multifolhas

Processamento das ligações

Preparação para caracterização química e

microestrutural

Montagem em resina; Polimento: desbaste e

acabamento.

Definição das variáveis de processamento

Alteração das variáveis de processamento.

Figura 8 - Esquema do procedimento experimental


Página 20

3.1 Materiais

A liga Ti6Al4V (% ponderal), fornecida pela Goodfellow, na forma de varão com 10 mm de

diâmetro foi cortada em amostras com 3 mm de espessura. As folhas de Al, com 30 µm e

125 µm de espessura, e as folhas de Cu, com 10 µm e 125 µm de espessura, fornecidas pela

Goodfellow apresentam um grau de pureza de 99% e 99,9%, respetivamente.

Em função das espessuras das folhas de Al e Cu disponíveis e da composição química global

pretendida foram selecionadas quatro configurações com diferentes empilhamentos e diferentes

percentagens de Cu, em massa ponderal: Cu/Al/Cu (34,5% Cu), Cu/Al/Cu/Cu/Cu/Al/Cu (68,5%

Cu) e Al/Cu/Cu/Al (93% Cu). A composição química global de cada configuração, ajustada pelas

espessuras das folhas que a constituem, é determinada pela equação [1] e [2].

(

)

( )

Onde é a percentagem ponderal de Al presente na configuração de multifolhas, a

percentagem ponderal de Cu presente na configuração de multifolhas, a espessura total das

folhas de Al presentes na configuração de multifolhas, a espessura total das folhas de Cu

presentes na configuração de multifolhas, a massa volúmica de Al e a massa volúmica

de Cu.

As espessuras das folhas de Cu e Al utilizadas nas diferentes configurações estão

apresentadas na tabela 10.

Tabela 10 - Espessuras das folhas de Al e Cu utilizadas nas configurações de multifolhas.

Espessura das multifolhas (µm)

Configurações das multifolhas

Al Cu

Cu/Al/Cu 125 10

Cu/Al/Cu/Cu/Cu/Al/Cu 125 10(×4), 125

Al/Cu/Cu/Al 30 125

A configuração Cu/Al/Cu tem composição química global próxima da do eutético Al/Cu e a

configuração Cu/Al/Cu/Cu/Cu/Al/Cu contém entre a folha central de Cu, com 125 µm de

espessura, a configuração com composição eutética (Cu/Al/Cu).

Eq. [1]

Eq. [2]


Página 21

3.2 Técnicas experimentais

Neste capítulo serão referidos os procedimentos adotados para proceder ao processamento

das ligações bem como os referentes à caracterização química e microestrutural das interfaces.

3.2.1 Processamento de ligações Ti6Al4V por brasagem por difusão

De forma a garantir superfícies adequadas para o processamento das ligações os

materiais de base foram sujeitos a uma preparação prévia.

As amostras da liga Ti6Al4V foram desbastadas com lixas de carboneto de silício até

800 mesh, desengorduradas por ultrassons durante 5 minutos em acetona e por fim secas ao ar

(figura 9a).

As multifolhas de Al e Cu (ver figura 9b) foram cortadas com a mesma área para garantir

a relação entre espessuras desejada, ou seja, para garantir a composição química global das

multifolhas predefinida. Após o corte foram desengorduradas nas mesmas condições que as

amostras da liga Ti6Al4V e secas ao ar.

A configuração predefinida de multifolhas Al-Cu foi inserida entre as amostras de Ti6Al4V,

como se pode visualizar na figura 9c. O processamento foi efetuado em dois fornos distintos: forno

de indução e forno de radiação. Ambos têm acoplado uma prensa que possibilita exercer pressão

durante o processamento das ligações.

Figura 9 – a) Amostras da liga Ti6Al4V desbastadas até 800 mesh, b) Multifolhas Al-Cu após corte, c) Multifolhas de Al e Cu inseridas entre amostras de Ti6Al4V.

Efetuada a montagem indicada na figura 9c, a amostra a processar no forno de indução é

colocada no suporte de grafite previamente pintado com tinta à base de zircónia para prevenir

possíveis reações entre o sistema de materiais e o suporte de grafite (figura 10).

Figura 10 – a) Montagem da figura 9c inserida no suporte de grafite; b) Punção de grafite colocado sobre a amostra

a) b) c)

a) b)


Página 22

A temperatura e pressão de processamento são controladas manualmente pelos

dispositivos indicados na figura 11. As ligações foram processadas com um nível de vazio de

10-2 mbar.

Figura 11 – Formo de indução utilizado para processar ligações Ti6Al4V/Ti6Al4V

Contrariamente ao forno de indução, o forno de radiação utilizado (figura 12) possibilita

efetuar ligações com um nível de vazio de 10-5 mbar e o controlo do ciclo térmico é automático. A

pressão de processamento é controlada manualmente.

Figura 12 – Forno de radiação utilizado para processar ligações Ti6Al4V/Ti6Al4V

Diversos processamentos foram efetuados para avaliar a influência da alteração das variáveis

de processamento na microestrutura e na composição química das interfaces. Três alterações, às

variáveis de processamento, foram realizadas e avaliadas separadamente:

1. A possível eliminação das faltas de ligação e das Aumento da pressão de processamento:

fissuras presentes na interface, processada pelo do estudo [30], foi a razão que levou ao

aumento da pressão de processamento. Processaram-se ligações com 4 e 8 MPa, mantendo

as restantes condições de processamento.

Controlo manual da pressão

Bobine de indução

Controlo manual da temperatura

Forno de radiação


Página 23

2. O aumento da temperatura de processamento Aumento da temperatura de brasagem:

provoca o aumento da reatividade entre os materiais, podendo induzir à formação de

diferentes fases na interface. A fase Al2Cu considerada prejudicial é uma das fases cuja

formação se pretende inibir. Processaram-se ligações à temperatura de 625ºC e 725ºC.

3. A formação de novas Modificação da composição química global das multifolhas de Al-Cu:

fases, mais favoráveis para as condições de serviço deste sistema de materiais é o principal

objetivo que levou à alteração da composição química global das multifolhas. Nesta fase

avaliou-se a alteração da composição química global das multifolhas para uma composição

mais rica em Cu.

Na tabela 11 encontram-se indicadas as variáveis dos ensaios testados no presente

trabalho. As amostras referenciadas na tabela 11 com os números 1, 2, 6 e 7 foram processadas

no forno de radiação, sendo as restantes processadas no forno de indução.

Tabela 11 – Variáveis de processamento (temperatura (T), pressão de processamento (P), tempo de estágio (t), velocidade de

aquecimento (Vaquec), velocidade de arrefecimento (Varref), configuração das multifolhas Al/Cu, massa ponderal do Al (mAl) e do

Cu (mCu) na liga de brasagem e espessura total das multifolhas) dos ensaios efetuados.


Referência das

amostras T (ºC)

P (MPa)

t (min)

Vaquec / Varref

(ºC/min) Configuração de multifolhas

Al/Cu

Liga de brasagem Espessura total das

multifolhas (µm)

mAl

(%ponderal) mCu

(%ponderal)

1 625R

4

60

5/5

Cu/Al/Cu 65,5 34,5 145 2 8

3

725

4

4 8

5 * Cu/Al/Cu/Cu

/Cu/Al/Cu 31,5 68,5 415

6 625R

4

Al/Cu/Cu/Al 7 93 310 7 8

8

725

4 rápida/5

9 8

10 8 5/5 Cu 0 100 125

* Pressão de contacto durante o aquecimento e no início do tempo de estágio aplicou-se uma pressão de 4 MPa até ao final do processamento.

TemperaturaR – Processamento de ligação efetuado no forno de radiação


Página 24

De forma a garantir que a difusão promova a fusão da camada intermédia durante o

aquecimento e de modo a minimizar as tensões residuais, resultantes das diferenças entre os

coeficientes de expansão térmica dos produtos de reação/fases formadas na interface, durante o

arrefecimento foram utilizadas as velocidades de aquecimento e arrefecimento indicadas na

tabela 11.

A configuração Cu/Al/Cu/ /Cu/Al/Cu, referente à amostra 5, contêm entre a folha Cu

central de Cu, a configuração com composição química global próxima da do eutético Al-Cu

(Cu/Al/Cu). Nesta ligação, aplicou-se uma pressão de processamento de contacto no início do

ciclo térmico para promover a formação de uma fase líquida, com composição química próxima da

do eutético Al-Cu. Após o início do tempo de estágio aplicou-se uma pressão de processamento de

4 MPa para promover o enriquecimento da interface em Cu e para promover um contacto mais

intenso entre os materiais.

3.2.2 Caracterização química e microestrutural das interfaces

Para realizar a caracterização química e microestrutural as amostras foram montadas em

resina epóxi e desbastadas numa lixa de carboneto de silício de 180 mesh até atingir o centro da

interface, seguindo-se a preparação que se indica na tabela 12.

Tabela 12 – Metodologia adotada para a preparação das amostras para a análise química e microestrutural das interfaces.

Passo Abrasivo Granulometria Lubrificante Pano

1 Carboneto de silício 2400 mesh H2O ---

2 Diamante 6 µm Azul* DP-Pan*

3 Diamante 1 µm Azul* DP-Pan*

4 Silica*,** 0,25 µm --- OP-Chem* *Struers; **OP-S (suspensão de sílica coloidal)

A caracterização microestrutural das interfaces foi efetuada por MEV e a análise química

semi-quantitativa por EDS, tendo o feixe de eletrões uma energia igual a 15 keV. A análise

microestrutural por MEV possibilitou caracterizar a distribuição, forma e tamanho das fases

formadas na interface. A análise por EDS possibilitou avaliar a composição química das diferentes

fases formadas, e em conjugação com a informação retirada dos diagramas de equilíbrio permitiu

propor a natureza das fases formadas na interface.


Página 25

4 Resultados e discussão

A necessidade de avaliar a influência das diversas variáveis de processamento, na

microestrutura e na composição química das interfaces, requereu a realização de um elevado

número de ensaios. Seguidamente serão apresentados os resultados obtidos em função do

sistema de multifolhas utilizado, sendo que as ligações serão apresentadas tendo em conta as

condições de processamento.

4.1 Sistema de multifolhas Cu/Al/Cu

Para avaliar a influência da configuração Cu/Al/Cu, com 34,5% de Cu massa ponderal,

realizaram-se quatro ensaios aplicando as pressões de 4 e 8 MPa, às temperaturas de brasagem

de 625 ºC e 725 ºC durante 60 minutos de tempo de estágio. A configuração utilizada tem

composição química global próxima da do eutético Al-Cu.

4.1.1 Ligação obtida a 625 ºC/60 min/4 MPa

As imagens de MEV apresentadas neste estudo referem-se a secções transversais das

ligações, perpendiculares às interfaces. As zonas das interfaces analisadas quimicamente

encontram-se assinaladas nas figuras por números e formas geométricas e a composição química,

em percentagem atómica, correspondente a cada número está indicada em tabelas referentes às

imagens.

A interface resultante do processamento efetuado com uma pressão de 4 MPa apresenta três

zonas distintas que da periferia para o centro das ligações, se encontram sequencialmente

apresentadas na figura 13. A interface é caracterizada por apresentar heterogeneidade, falta de

ligação e fissuras perpendiculares à interface. A pressão aplicada provoca uma diminuição

significativa da espessura média da interface, de 145 µm para aproximadamente 50 µm.

A primeira zona localizada na extremidade da ligação (ver figura 13a) resulta do escoamento

das multifolhas para os extremos das ligações, em virtude da deformação plástica resultante da

aplicação de pressão. De facto, uma vez que não existe nenhum obstáculo que retenha as

multifolhas confinadas à zona dos materiais de base, a pressão aplicada induz esta acumulação

nas extremidades da ligação.

A segunda zona (ver figura 13b, 13c e 13d), com aproximadamente 60 µm de espessura,

caracteriza-se por apresentar duas camadas: junto a cada uma das amostras da liga Ti6Al4V é


Página 26

detetada uma fina camada de reação A , com 1 µm de espessura, essencialmente composta por

Al e Ti e entre estas camadas de reação é detetada uma camada central B que é

maioritariamente constituída por Al, Cu e Ti. As composições químicas das fases detetadas nestas

camadas estão indicadas na tabela 13 e são normalizadas para os elementos Al, Cu e Ti (este

tratamento de dados foi aplicado em todas as ligações processadas).

Combinando a informação fornecida pela análise química, por EDS, com a do diagrama de

equilíbrio Al-Cu-Ti [32] (ver figura 14) estima-se que a camada A seja essencialmente constituída

por compostos Al-Ti, com uma estequiometria próxima da do intermetálico Al2Ti e a camada

B composta por uma mistura de Al2Cu, (Al) e Al3Ti. De salientar que esta análise das fases tem

como base uma análise semi-quantitativa, pelo que não permite identificar a fases presentes.

Adicionalmente, algumas zonas que aparentam ser monofásicas encontram-se localizadas no

diagrama de equilíbrio em domínios polifásicos. Nestes casos optou-se por propor a formação das

fases correspondentes aos domínios monofásicos mais próximos. Este facto ocorre devido ao

volume de interação elevado associado à análise EDS.

A terceira zona, apresentada na figura 13e e 13f, caracteriza-se por apresentar duas

camadas: C e D . A camada de reação C com uma espessura média de 1 µm, à semelhança a

camada de reação A , é essencialmente composta por Al e Ti e a camada central D com

35 µm de espessura é composta por Al, Cu e Ti. Estima-se que a camada reação C seja

composta essencialmente pelo intermetálico Al2Ti e a camada D constituída por uma mistura de

Al3Ti, (Al), Al2Cu e AlCu. A camada D comparativamente com a camada B , da primeira zona,

apresenta compostos Al-Cu em maior quantidade.

Comparativamente com a amostra processada no estudo efetuado por Vieira A. [30] com as

mesmas condições de processamento com uma pressão de contacto, a interface da amostra

processada sob uma pressão de 4 MPa apresenta:

Uma espessura média menor;

Maior incorporação de Ti na interface, uma vez que é detetado Ti não só nas

camadas adjacentes à liga Ti6Al4V mas também na camada central da interface;

Menor falta de ligação, apesar de a interface continuar a apresentar fissuras

perpendiculares à interface com origem nos compostos Al-Cu (ver figura 13f).


Página 27

Figura 13 - a, b, c, d, e, f) Microestrutura da interface resultante do processamento de ligação efetuado à temperatura de 625 ºC sob a pressão de processamento de 4 MPa durante 60 minutos de tempo de estágio. Configuração utilizada: Cu/Al/Cu. As zonas

analisadas quimicamente são identificadas de 1 até 7 e as camadas formadas são identificadas de A até D .

a) b)

c) d)

e) f)

Ti6Al4V Ti6Al4V

Ti6Al4V Ti6Al4V

Ti6Al4V Ti6Al4V

Ti6Al4V

Ti6

Al4

V

Ti6

Al4

V

Ti6

Al4

V

Ti6

Al4

V

A

B

A

B

1

2

3

4 5

6

7

C

D

4

3

1

2


Página 28

Tabela 13 - Composição química das diferentes zonas detetadas presentes na interface da figura 13.


1 73,77 1,63 24,60 --- Al3Ti B, C 2 66,08 32,80 1,11 --- Al2Cu

3 94,50 4,51 0,98 --- (Al) 4 64,47 4,54 30,98 --- Al2Ti A, D 5 17,92 0,70 78,80 2,59 m.b. --- 6 48,55 50,26 1,19 --- AlCu

C 7 66,37 32,72 0,91 --- Al2Cu


Figura 14 - Secção isotérmica a 500˚C do diagrama ternário Al-Cu-Ti, em percentagem atómica [32], onde são indicadas as zonas analisadas quimicamente, identificadas de 1 até 7, da ligação obtida a 625 ºC/60 min/4 MPa.

Com base nestes resultados, e como a interface apresenta heterogeneidade, falta de

ligação e fissuras optou-se por aumentar a pressão de processamento de 4 MPa para 8 MPa.


Página 29


A interface apresentada na figura 15, resultante do processamento efetuado à temperatura de

625 ºC, com um tempo de estágio de 60 minutos, sob uma pressão de processamento de 8 MPa,

caracteriza-se por apresentar 4 camadas designadas de A até D , cujas composições químicas

se encontram indicadas na tabela 14, e assinaladas no diagrama de equilíbrio Al-Cu-Ti [32]

(figura 16). A interface, com 135 µm de espessura, apresenta fissuras e faltas de ligação.

Na extremidade da ligação (ver figura 15a), é possível observar que não há contacto entre as

folhas de Al e Cu. Adicionalmente também se verifica que as espessuras das folhas não foram

alteradas. Numa zona posterior à extremidade (ver figuras 15b e 15c), a escassa interação entre o

conjunto de materiais sugere que a aplicação de pressão não foi uniforme, esta fez-se sentir com

maior intensidade na zona central das ligações (figura 15e e 15c).

Na zona central das ligações, junto à liga Ti6Al4V, é detetada a camada de reação A , com

10 µm de espessura, essencialmente composta por Al e Cu, que deve consistir no composto

Al9Cu11. Adjacente a estas camadas de reação é detetada a camada B , com cerca de 5 µm de

espessura, composta por AlCu. A camada C , à semelhança das camadas anteriores, é

maioritariamente constituída por Al e Cu e estima-se que seja constituída pelo composto Al2Cu e a

camada central D composta pela fase (Al) apresenta uma espessura de aproximadamente de

85 µm.

Comparativamente à amostra processada nas mesmas condições de processamento com

uma pressão de 4 MPa verifica-se que a interface:

Apresenta microestrutura diferente;

Também contém fases AlCu e Al2Cu;

Não apresenta nenhum composto essencialmente rico em Al e Ti, como o Al3Ti e o

Al2Ti;

Apresenta uma menor incorporação de Ti, oriunda dos materiais de base, como se

pode constatar nas tabelas referentes às composições químicas (tabela 13 e tabela

14);

Continua a apresentar fissuras nos compostos Al-Cu.


Página 30

Figura 15 - a, b, c, d, e) Microestrutura da interface resultante do processamento de ligação efetuado à temperatura de 625 ºC sob a pressão de processamento de 8 MPa durante 60 minutos de tempo de estágio. Configuração utilizada: Cu/Al/Cu. As zonas


Ti6Al4V Ti6Al4V

Ti6Al4V Ti6Al4V Ti6Al4V Ti6Al4V

Ti6Al4V Ti6Al4V

Ti6

Al4

V

Ti6

Al4

V

d) e)

b) c)

a)

C

C D

A

A B

1

2 3 4 5


Página 31


Al Cu Ti Fases Camada

1 45,19 51,31 3,49 Al9Cu11 A

2 54,01 45,34 0,65 AlCu B

3 68,56 30,86 0,57 Al2Cu C

4 98,10 1,69 0,21 (Al) D

5 98,84 0,95 0,21 (Al)


O aumento da pressão de processamento reduziu a falta de ligação, contudo a presença

de fissuras perpendiculares com origem nos compostos Al-Cu continua a ser observada. No estudo

realizado por Sheng L. et al [33] referem que o composto intermetálico Al2Cu é prejudicial para as

propriedades mecânicas da interface e outro estudo efetuado por Xia C. et al [34], indica que a

fratura ocorre na maior parte dos casos por esta fase.

A pressão de 8 MPa, contrariamente ao esperado, teve menor influência na microestrutura

e na composição química da interface comparativamente com a pressão de 4 MPa. Observou-se

que a espessura média da interface não sofreu alterações significativas, comparativamente com a


Página 32

espessura inicial das multifolhas. Como não houve alteração significativa na espessura da

interface, a composição química global do sistema de multifolhas não sofreu variações

consideráveis para justificar a não formação de uma microestrutura típica da do eutético Al-Cu.

Estes factos e a reduzida incorporação de Ti na interface sugerem que houve algum problema no

processamento, nomeadamente a aplicação incorreta da pressão.

Como este ensaio foi um dos últimos a ser efetuado não foi possível repeti-lo. Deste modo,

serão de seguida apresentados os resultados das ligações efetuadas a uma temperatura superior.

Optou-se por aumentar a temperatura de brasagem para 725 ºC para aumentar a reatividade

entre os materiais e promover a formação de novas fases.


A interface resultante do processamento efetuado à temperatura de 725 ºC com tempo de

estágio de 60 minutos e uma pressão de 4 MPa, não é uniforme, apresenta falta de ligação e

fissuras. É caracterizada por apresentar 3 zonas distintas que da periferia para o centro das

ligações, se encontram sequencialmente apresentadas na figura 17.

A primeira zona (figuras 17a e 17b), situada na extremidade da ligação, caracteriza-se por

apresentar falta de ligação e uma acumulação do sistema de multifolhas. Nesta zona a

microestrutura é típica da do eutético Al-Cu.

A segunda zona, com aproximadamente 46 µm de espessura, apresentada nas

figuras 17c e 17d, caracteriza-se por apresentar 2 camadas: uma camada central B , localizada

entre duas finas camadas de reação A , formadas junto da liga Ti6Al4V. A camada

central B apresenta uma microestrutura semelhante à do eutético Al-Cu e é essencialmente

composta por Al, Cu e Ti. A camada de reação A é constituída maioritariamente por Al e Ti.

Combinando a informação fornecida pela análise química (ver tabela 15), com a do diagrama de

equilíbrio Al-Cu-Ti [32] (ver figura 18) estima-se que a camada de reação A , aparentemente

monofásica, seja composta pela fase AlTi ou pela fase Al3CuTi, e a camada B composta por uma

mistura de Al2Cu, (Al) e Al3Ti. De notar que o composto Al3Ti só é detetado na vizinhança da

camada A .

A terceira zona (figuras 17e e 17f), com 40 µm de espessura, é caracterizada por

apresentar 2 camadas, uma camada de reação C detetada junto a cada uma das amostras da

liga Ti6Al4V, com espessura variável entre 0,5 µm e 4 µm, e outra camada D localizada entre as

camadas de reação. Estima-se que as camadas C , essencialmente compostas por Al e Ti, sejam


Página 33

constituídas pela fase Al3Ti, e que a camada central D seja composta pela mistura das fases Al3Ti,

Al2Cu e (Al), sendo o alumineto de Cu a fase predominante.

Figura 17 – a, b, c, d, e, f) Microestrutura da interface resultante do processamento de ligação efetuado à temperatura de 725 ºC sob a pressão de processamento de 4 MPa durante 60 minutos de tempo de estágio. Configuração utilizada: Cu/Al/Cu. As zonas


1

2

3 Ti6Al4V Ti6Al4V T

i6A

l4V

Ti6

Al4

V

d) c)

4

5

6

7

Ti6Al4V Ti6Al4V

Ti6

Al4

V T

i6A

l4V

f) e)

B

A

D

C

a) b)

7

3


Página 34

Tabela 15 – Composição química das diferentes zonas detetadas presentes na interface da figura 17.


1 58,44 5,63 35,93 AlTi, Al3CuTi A 2 69,91 29,15 0,95 Al2Cu B 3 97,77 1,64 0,60 (Al) B, D 4 71,33 2,06 26,62 Al3Ti C 5 71,93 25,20 2,88 Al2Cu

D 6 68,41 30,93 0,66 Al2Cu 7 76,31 2,43 21,25 Al3Ti B, D


Comparativamente com a interface da amostra processada nas mesmas condições de

processamento, à temperatura de 625 ºC, esta interface apresenta microestrutura e fases

semelhantes, bem com fissuras perpendiculares à interface localizadas nos compostos Al-Cu.

Dado que o aumento da temperatura de 625 ºC para 725 ºC, associada a uma pressão de

4 MPa, demonstrou pouca influência na microestrutura e nos produtos de reação formados na

interface optou-se por testar uma pressão de processamento mais elevada (8 MPa).


Página 35


A interface resultante do processamento efetuado à temperatura de 725 ºC, durante

60 minutos, sob uma pressão de 8 MPa, apresenta 4 zonas. Nas figuras 19 e 20 apresentam-se

as microestruturas características de cada uma destas zonas. A interface, com aproximadamente

16 µm de espessura, exibe zonas com falta de ligação, microporosidade e elevada

heterogeneidade.

A primeira zona (figura 19) situa-se nos extremos da ligação e apresenta duas camadas

distintas, uma camada central localizada entre duas finas camadas de reação formadas junto às

amostras de Ti6Al4V. A camada central da interface B , com aproximadamente 50 µm de

espessura, apresenta uma microestrutura típica da do eutético. As camadas de reação A ,

formadas junto às amostras da liga Ti6Al4V, com espessura na ordem dos 3 µm, são constituídas

maioritariamente por Al e Ti.

Combinando a informação obtida pela análise química, por EDS, com a dos diagramas de

equilíbrio Al-Cu-Ti [32] (figura 21) e Al-Ti (figura 22), estimou-se a natureza das fases presentes na

interface (ver tabela 16). Estima-se que a camada A seja essencialmente constituída por um

intermetálico, com estequiometria próxima da do Al2Ti e a camada B composta por uma mistura

de Al2Cu, (Al) e Al3Ti. A composição química das fases presentes na camada B não estão

indicadas na tabela 16, devido à composição química ser semelhante à da amostra processada

com uma pressão de 4MPa, a 625ºC e com 60 minutos de tempo de estágio. Este tratamento de

dados foi adotado para todas as ligações.

Figura 19 – a, b) Microestrutura da interface resultante do processamento de ligação efetuado à temperatura de 725 ºC sob a pressão de processamento de 8 MPa durante 60 minutos de tempo de estágio. Configuração utilizada: Cu/Al/Cu. A zona analisada

quimicamente é identificada por 1 e as camadas formadas são identificadas por A e B .

a) b)

1

Ti6Al4V

Ti6Al4V

Ti6Al4V Ti6Al4V

B

A


Página 36

A segunda zona (figura 20a e 20b), com 10 µm de espessura, é caracterizada por

apresentar 2 camadas: C e D . A camada C formada junto à liga Ti6Al4V é essencialmente

composta por Al e Ti e deve consistir no composto Al2Ti e a camada central D deve ser composta

pela mistura das fases Al2Cu, (Al) e Al2Ti.

Na terceira zona apresentada nas figuras 20c e 20d, com espessura de aproximadamente

25 µm, é detetada a camada de reação E que deve ser composta pela fase Al3Ti. A zona

assinalada com o número está indicada no diagrama de equilíbrio Ti-Al (figura 22) devido ao

elevado erro apresentado pelo elemento Cu.

A quarta zona apresentada nas figuras 20e e 20f, com uma espessura de 20 µm,

apresenta 2 camadas: F e G . A camada F é maioritariamente composta por Al e Ti e deve

consistir no composto Al3Ti + Al3CuTi. A camada G deve consistir no composto Al3Ti e no centro

desta camada é detetada microporosidade associada à formação de fases ricas em Al e Cu de

tonalidade clara.

Tabela 16 - Composição química das diferentes zonas detetadas presentes na interface das figuras 19 e 20.


1 67,43 1,25 31,32 Al2Ti A 2 78,15 15,69 6,16 Al2Cu, (Al) D 3 76,15 n.d. 23,85 Al3Ti

E 4 73,91 0,62 25,47 Al3Ti 5 66,64 6,20 27,16 Al11Ti5+ Al3CuTi F 6 75,90 0,61 23,50 Al3Ti G

n.d. – não detetado


Página 37

Figura 20 – a, b, c, d, e, f) Microestrutura da interface resultante do processamento de ligação efetuado à temperatura de 725 ºC sob a pressão de processamento de 8 MPa durante 60 minutos de tempo de estágio. Configuração utilizada: Cu/Al/Cu. As zonas

analisadas quimicamente são identificadas de 1 até 6 e as camadas formadas são identificadas de A até G .

a) b)

2 Ti6Al4V Ti6Al4V T

i6A

l4V

c) d)

4

3 Ti6Al4V Ti6Al4V

Ti6

Al4

V

Ti6

Al4

V

e) f)

6 Ti6Al4V Ti6Al4V

Ti6

Al4

V

Ti6

Al4

V

C

D

C

E

F G F

Ti6

Al4

V


Página 38

Figura 21 - Secção isotérmica a 500˚C do diagrama ternário Al-Cu-Ti, em percentagem atómica [32], onde são indicadas as zonas analisadas quimicamente, da ligação obtida a 725 ºC/60 min/8 MPa.

Figura 22 – Diagrama de equilíbrio Ti-Al [31], onde é indicada a zona 3, analisada quimicamente, da ligação obtida a 725 ºC/60 min/8 MPa.


Página 39


processamento com uma pressão de 4 MPa verifica-se:

Que a espessura média da interface diminuiu significativamente de cerca de

43 µm para aproximadamente 16 µm;

Maior incorporação de Ti, indicada pelo teor de Ti presente na composição

química das diferentes zonas da interface analisadas.


processamento à temperatura de 625 ºC, esta interface apresenta menor espessura e fases mais

ricas em Ti, o que indica maior reatividade com o material de base. A ausência de fissuras na

interface pode estar relacionada com a reduzida quantidade de compostos Al-Cu.

Como a aplicação da pressão de processamento e o aumento da temperatura de

brasagem se revelaram ineficazes na produção de interfaces sãs, associado à necessidade de

promover a formação de fases mais estáveis a temperaturas superiores, decidiu-se modificar a

composição química global do sistema de multifolhas para uma composição química mais rica em

Cu.


Página 40

4.2 Sistema de multifolhas Cu/Al/Cu/Cu/Cu/Al/Cu

A interface resultante do processamento efetuado à temperatura de brasagem de 725 ºC

durante 60 minutos utilizando uma configuração com 68,5% Cu em massa ponderal, apresenta

2 camadas: A e B (ver figura 23c). A interface, com aproximadamente 155 µm de espessura,

exibe fissuras, poros e falta de ligação.

Figura 23 – a, b, c, d) Microestrutura da interface resultante do processamento de ligação efetuado à temperatura de 725 ºC durante 60 minutos de tempo de estágio. Configuração utilizada: Cu/Al/Cu/Cu/Cu/Al/Cu. As zonas analisadas quimicamente são

identificadas de 1 até 5 e as camadas formadas são identificadas por A e B .

Na figura 23a, é possível visualizar a extremidade da interface que se caracteriza por

apresentar zonas com microestrutura típica da de um eutético Al-Cu e zonas de tonalidade clara

que aparentam ser monofásicas. Esta morfologia apenas se verifica nas extremidades,

provavelmente devido à fraca interação do sistema de multifolhas com as amostras da liga

Ti6Al4V.

5

5

4

Ti6

Al4

V T

i6A

l4V

Ti6

Al4

V

d) c)

1

2

3

Ti6Al4V

Ti6Al4V Ti6Al4V

Ti6Al4V

a) b)

B A A


Página 41

A microestrutura e composição química da interface, situada perto da extremidade (ver

figura 23b), são diferentes das apresentadas no resto da ligação. A aplicação de pressão de forma

não homogénea pode ser a explicação para a observação deste facto.

A camada de reação A , apresentada na figura 23c, deve consistir na mistura dos

compostos Al4Cu9 + (Cu) e Al2Cu3 como é indicado na tabela 17. A camada B , rica em Cu, deve

consistir na fase (Cu).



1 69,04 30,64 0,32 Al2Cu --- 2 52,21 47,41 0,37 AlCu --- 3 0,96 98,42 0,62 (Cu) B 4 41,48 57,06 1,46 Al2Cu3 A 5 27,64 71,38 0,97 Al4Cu9 + (Cu)

Figura 24 - Secção isotérmica a 500˚C do diagrama ternário Al-Cu-Ti, em percentagem atómica [32], onde são indicadas as zonas analisadas quimicamente, identificadas de 1 até 5, da ligação obtida a 725 ºC/60 min.

Com base nestes resultados, e como a interface não é isenta de defeitos, sendo

observadas fissuras, poros e falta de ligação, optou-se por avaliar outra configuração de multifolhas

de Al e Cu.


Página 42

4.3 Sistema de multifolhas Al/Cu/Cu/Al

Para avaliar a influência da configuração Al/Cu/Cu/Al, com 93% de Cu em massa ponderal,

realizaram-se quatro ensaios aplicando a pressão de 4 e 8 MPa, à temperatura de brasagem de

625 ºC e 725 ºC, durante 60 minutos de tempo de estágio.


A interface resultante do processamento efetuado à temperatura de 625 ºC, com uma

pressão de processamento de 4 MPa, apresenta 6 camadas designadas de A até F como é

possível visualizar na figura 25. A interface com aproximadamente 310 µm de espessura, exibe

fissuras localizadas nas camadas C , D , e E .

Combinando a informação fornecida pela análise química (tabela 18), com a secção

isotérmica a 500˚C do diagrama ternário Al-Cu-Ti [32] (figura 26), propôs-se a natureza das fases.

Estima-se que a camada B , com aproximadamente 15 µm de espessura, seja composta pela

fase (Al). A camada C com 10 µm de espessura, pela fase Al2Cu, a camada D pela fase AlCu, a

camada E , com 20 µm de espessura pela fase Al2Cu3 e a camada F , com 220 µm de

espessura, pela fase (Cu). Não foi possível propor a fase para a camada A , devido à camada ter

uma espessura menor que 1 µm. A análise química efetuada no material de base ( ) demonstra

uma reduzida incorporação de Cu.

Comparativamente com as ligações efetuadas mediante a utilização de configurações menos

ricas em Cu, a composição química da interface desta amostra apenas difere na não formação de

fases ricas em Al e Ti. A natureza das fases presentes na interface, à semelhança das outras

configurações com menor teor em Cu, são ricas em Al e Cu. À aplicação da pressão de

processamento de 4 MPa geralmente está associado uma redução da espessura média da

interface. Nesta amostra a espessura permaneceu inalterada, este facto sugere a ocorrência de

algum problema durante o processamento.


Página 43

Figura 25 - Microestrutura da interface resultante do processamento de ligação efetuado à temperatura de 625 ºC sob a pressão de processamento de 4 MPa durante 60 minutos de tempo de estágio. Configuração utilizada: Al/Cu/Cu/Al. As zonas analisadas

quimicamente são identificadas de 1 até 6 e as camadas formadas são identificadas de A até F .

a)

Ti6Al4V Ti6Al4V

Ti6Al4V Ti6Al4V

Ti6

Al4

V

Ti6

Al4

V

Ti6Al4V

b)

c) d)

e)

F B C D E F

1 2 3 4

5

6

A


Página 44



1 5,41 94,01 0,58 --- (Cu) F 2 39,28 60,19 0,53 --- Al2Cu3 E 3 53,08 46,45 0,47 --- AlCu D 4 69,65 29,91 0,44 --- Al2Cu C 5 96,74 2,93 0,33 --- (Al) B 6 12,37 0,81 84,26 2,56 m.b. ---



Com base nestes resultados e como a interface sugere a aplicação de pressão ineficaz

optou-se por testar uma pressão de processamento mais elevada (8 MPa), de forma a verificar se

há alteração na espessura da interface.


Página 45


A interface resultante do processamento efetuado à temperatura de 625 ºC, com uma

pressão de processamento de 8 MPa, apresenta 6 camadas designadas de A até F (ver

figura 27). A interface com aproximadamente 310 µm de espessura, exibe fissuras localizadas nas

camadas C , D , e E .

A extremidade da ligação (ver figuras 27b e 27d) demonstra escassa reação entre os

materiais. Esta zona sugere que o contacto entre os materiais foi ineficaz, provavelmente devido à

aplicação de uma pressão não foi uniforme.

A natureza das fases presentes, na zona central da ligação, foi proposta mediante a

combinação da informação fornecida por EDS (tabela 19), com a do diagrama de equilíbrio

Al-Cu-Ti [32] (figura 28). Estima-se que a camada B , com cerca de 15 µm de espessura, seja

composta pela fase (Al), a camada C , com 10 µm de espessura, composta pela fase Al2Cu, a

camada D composta pela fase AlCu, a camada E , com 20 µm de espessura, constituída pela

fase Al2Cu3 e a camada F , com aproximadamente 220 µm de espessura, composta pela fase

(Cu). A camada A , formada junto à liga Ti6Al4V, não tem fase atribuída devido à sua reduzida

espessura. A análise química efetuada no material de base ( ) demonstra uma reduzida

incorporação de Cu no material de base.

À semelhança da interface da amostra processada nas mesmas condições de

processamento, sob a pressão de 4 MPa, a interface desta amostra:

Apresenta uma espessura próxima da espessura inicial do sistema de multifolhas

(310 µm);

Apresenta fissuras nas camadas constituídas pelos compostos Al-Cu;

Evidencia escassa incorporação de Ti.

Contrariamente ao esperado, o aumento da pressão de processamento de 4 MPa para 8 MPa,

não demonstrou influência na microestrutura e na composição química da interface.

Adicionalmente, verificou-se que não houve redução da espessura média da interface com

aumento da pressão de processamento, este facto sugere a ocorrência de algum problema

durante o processamento, nomeadamente a errada aplicação de pressão.


Página 46

Figura 27 – Microestrutura da interface resultante do processamento de ligação efetuado à temperatura de 625 ºC sob a pressão de processamento de 8 MPa durante 60 minutos de tempo de estágio. Configuração utilizada: Al/Cu/Cu/Al. As zonas analisadas

quimicamente são identificadas de 1 até 6 e as camadas formadas são identificadas de A até F .

f) e)

d) c)

a) b)

Ti6Al4V Ti6Al4V

Ti6Al4V Ti6Al4V

Ti6

Al4

V

Ti6

Al4

V

Ti6

Al4

V T

i6A

l4V

Ti6

Al4

V

Ti6Al4V

F

E F D C B

1 2 3 4

5

6

A


Página 47



1 3,84 95,50 0,65 --- (Cu) F 2 39,04 60,37 0,59 --- Al2Cu3 E 3 52,56 46,96 0,48 --- AlCu D 4 70,07 29,46 0,47 --- Al2Cu C 5 96,77 2,75 0,48 --- (Al) B 6 14,19 0,84 82,47 2,49 m.b. ---



A formação de uma fase líquida neste processo de ligação é vital. Contudo, mediante a

análise do diagrama de equilíbrio Al-Cu [31], a formação de uma fase líquida com a composição

química próxima dos 90% de teor em Cu, em massa ponderal, ocorre a uma temperatura muito

superior à utilizada neste estudo (superior a 1000ºC). Deste modo, optou-se por utilizar uma

temperatura de brasagem superior à temperatura de fusão do Al de forma a garantir a formação

de uma fase líquida proveniente da fusão das folhas de Al. Adicionalmente, impôs-se uma

velocidade de aquecimento rápida para evitar a formação de compostos que impedissem a

formação da fase líquida. Pretende-se que o líquido reaja com os materiais de base e também com

as folhas de Cu formando produtos de reação que possibilitem a ligação.


Página 48


A interface, apresentada nas figuras 29 e 30, resultante do processamento efetuado à

temperatura de 725 ºC, com tempo de estágio de 60 minutos, a uma pressão de 4 MPa,

caracteriza-se por apresentar 4 camadas de A até D . A interface, com aproximadamente

230 µm, apresenta microfissuras localizadas na camada B .

Figura 29 – a, b, c, d) Microestrutura da interface resultante do processamento de ligação efetuado à temperatura de 725 ºC sob a

pressão de processamento de 4 MPa durante 60 minutos de tempo de estágio. Configuração utilizada: Al/Cu/Cu/Al. As zonas analisadas quimicamente são identificadas de 1 até 10.

A figura 29b situa-se na extremidade da ligação, e facilmente se diferencia as folhas de

Al e Cu da configuração utilizada (Al/Cu/Cu/Al), exceto uma folha de Al que provavelmente foi

removida no manuseamento após o processamento. A microestrutura da folha de Al é alterada na

totalidade. Este facto vem de encontro com a bibliografia que refere que a difusão do Cu no Al é

maior que a difusão do Al no Cu. À temperatura de 110 ºC, a difusão do Cu no Al é

[35], enquanto que a difusão do Al no Cu é [35].

1

2

4 3

Ti6Al4V

5

6 7

Ti6Al4V

Ti6Al4V

Ti6Al4V

9

8

10

c) d)

a) b)


Página 49

Esta diferença aumenta com o aumento da temperatura. À temperatura de 750 ºC a difusão do Cu

no Al é [36] e a difusão do Al no Cu é [32].

Combinando a informação fornecida pela análise química, com a do diagrama de equilíbrio

Al-Cu-Ti [32] (figura 31) as fases propostas estão apresentadas na tabela 20. Devido à fraca

interação das multifolhas com as amostras da liga Ti6Al4V, as fases presentes nesta zona são

essencialmente constituídas por compostos Al-Cu.


Al Cu Ti Fases

1 0,56 98,96 0,48 (Cu)

2 39,13 60,87 n.d. Al2Cu3

3 69,05 30,95 n.d. Al2Cu

4 68,29 31,71 n.d. Al2Cu

5 38,86 60,81 0,33 Al2Cu3

6 0,56 98,96 0,48 (Cu)

7 35,75 63,73 0,52 Al4Cu9

8 45,28 54,72 n.d. Al3Cu4

9 49,88 49,57 0,55 AlCu

10 68,29 31,23 0,48 Al2Cu n.d. – não detetado

Na figura 30, a interface apresenta uma fina camada de reação A , formada junto à liga

Ti6Al4V, que não tem fase atribuída na tabela 21 devido à área a analisar ser reduzida. A

percentagem elevada de Ti, indica que a análise efetuada nesta camada não corresponde apenas

à zona onde se pretendia analisar mas também ao material de base. A natureza das restantes

fases presentes na interface foi determinada, mediante a análise da secção isotérmica a 500˚C do

diagrama de equilíbrio ternário Al-Cu-Ti [32] e do diagrama de equilíbrio Al-Cu [31] em conjugação

com a informação obtida por EDS apresentada na tabela 20 e 21. A camada B deve consistir no

composto Al4Cu9 e a camada C e D na solução sólida de Cu.

Nas figuras 30c e 30d é possível observar microfissuras paralelas á interface, localizadas

na camada B , essencialmente constituída pelo composto Al4Cu9.


Página 50

Figura 30 – a, b, c, d) Microestrutura da interface resultante do processamento de ligação efetuado à temperatura de 725 ºC sob a pressão de processamento de 4 MPa durante 60 minutos de tempo de estágio. Configuração utilizada: Al/Cu/Cu/Al. As zonas




11 0,44 98,95 0,61 --- (Cu) D

12 1,05 98,16 0,80 --- (Cu) 13 13,61 9,47 74,96 1,96 m.b. --- 14 10,96 1,54 85,29 2,22 m.b. --- 15 11,35 1,39 85,21 2,06 m.b. --- 16 17,92 81,44 0,64 --- (Cu) C 17 29,61 67,76 2,63 --- Al4Cu9 B 18 31,05 60,33 8,62 --- Al4Cu9 19 27,61 39,76 32,36 --- * ---

m.b. – material de base, *espessura reduzida para realizar análise química

Ti6Al4V

Ti6Al4V 16

19

18

c) d)

17

17

Ti6

Al4

V T

i6A

l4V

Ti6Al4V Ti6Al4V

11 12 13

14

15

a) b)

D

D

C B

A


Página 51

Figura 31 - Secção isotérmica a 500˚C do diagrama ternário Al-Cu-Ti, em percentagem atómica [32], onde são indicadas as zonas analisadas quimicamente da ligação obtida a 725 ºC/60 min/4 MPa.

Figura 32 - Diagrama de equilíbrio Al-Cu [31], onde são indicadas as zonas analisadas quimicamente, da ligação obtida a 725 ºC/60 min/8 MPa.

θ - Al2Cu

η2 - AlCu

ζ2- Al3Cu4

δ - Al2Cu3

γ1 - Al4Cu9

α2 – AlCu3


Página 52


processamento, com uma temperatura de 625 ºC, a interface desta amostra:

Apresenta uma espessura menor que a espessura inicial das multifolhas

(310 µm);

Apresenta uma microestrutura diferente;

É constituída pelas fases Al4Cu9 e (Cu);

Não apresenta as fases Al2Cu3, AlCu, Al2Cu e (Al).

Apresenta compostos com teor em Cu mais elevado;

Apresenta uma incorporação de Ti ligeiramente superior.

Não apresenta as fases Al2Cu e (Al), instáveis a temperaturas mais elevadas;

Com base nestes resultados e com a possibilidade de eliminar as fissuras presentes na

interface, optou-se por testar uma pressão de processamento mais elevada (8 MPa).


Página 53


A interface resultante do processamento efetuado à temperatura de 725 ºC, com tempo

de estágio de 60 minutos, sob uma pressão de 8 MPa apresenta 3 camadas de A até C (ver

figura 35). A interface, com aproximadamente 230 µm de espessura, apresenta microfissuras

localizadas na camada B .

Na extremidade da ligação (ver figura 33) verifica-se que a difusão do Cu no Al é mais

intensa do que a difusão de Al no Cu. Devido à escassa interação com o material de base, nesta

zona da ligação, as fases estimadas são essencialmente compostas por Al e Cu como se pode

verificar na tabela 22. Nesta zona é visível uma microestrutura típica da de um eutético Al-Cu.


analisadas quimicamente são identificadas de 1 até 6.

Ti6Al4V Ti6Al4V

1

2 3

5

4

6

c) d)

Ti6Al4V Ti6Al4V

Ti6Al4V Ti6Al4V

b) a)


Página 54


Al Cu Ti Fases

1 50,10 49,90 n.d. AlCu 2 44,88 55,12 n.d. AlCu + Al3Cu4 3 68,26 31,74 n.d. Al2Cu 4 39,41 60,59 n.d. Al2Cu3 5 0,87 99,00 0,13 (Cu) 6 18,93 81,07 n.d. (Cu)

n.d. – não detetado

Figura 34 - Diagrama de equilíbrio Al-Cu [31], onde são indicadas as zonas analisadas quimicamente na extremidade da

ligação obtida a 725 ºC/60 min/8 MPa, de 1 até 6.

A interface apresentada na figura 35 caracteriza-se por apresentar 3 camadas: A , B e

C . A camada central C é essencialmente composta por Cu e a camada B adjacente a esta é

essencialmente composta por Al, Cu e Ti. Combinando a informação fornecida pela análise

química (ver tabela 23) com a secção isotérmica a 500˚C do diagrama de equilíbrio ternário

Al-Cu-Ti [32] (ver figura 36) estima-se que a camada B seja essencialmente constituída pelas

fases Al4Cu9 e (Cu), e a camada C composta pela solução sólida de Cu. A pequena área da

camada de reação A junto às amostras da liga Ti6Al4V compromete a análise química, por isso

não foi proposta a natureza das fases desta camada.

θ - Al2Cu

η2 - AlCu

ζ2- Al3Cu4

δ - Al2Cu3

γ1 - Al4Cu9

α2 – AlCu3


Página 55


analisadas quimicamente são identificadas de 7 até 15 e as camadas formadas são identificadas por A e C .



7 1,33 98,10 0,57 --- (Cu) C

8 1,06 97,76 1,17 --- (Cu) 9 20,40 73,09 6,51 --- Al4Cu9+(Cu) B

10 23,28 39,92 36,00 0,80 * A

11 15,09 21,72 61,87 1,32 * 12 11,21 2,41 84,66 1,72 m.b. --- 13 10,17 1,78 82,68 5,37 m.b. --- 14 31,91 66,15 1,94 --- Al4Cu9 B 15 21,85 76,59 1,57 --- (Cu)

m.b. – material de base, * espessura reduzida para realizar análise química

Ti6Al4V

14

15

Ti6Al4V

c) d)

Ti6Al4V T

i6A

l4V

Ti6

Al4

V

9 11

13

10 12

7 8

a) b)

C

B

A


Página 56


O aumento da pressão de processamento de 4 MPa para 8 MPa não teve influência

significativa na microestrutura e na composição química da interface, bem como na espessura da

interface e na espessura das camadas.

Comparativamente com a interface da amostra processada nas mesmas condições à

temperatura de 625 ºC, a interface desta amostra:

Apresenta uma espessura menor que a espessura inicial das multifolhas (310

µm);

Apresenta uma microestrutura diferente;


Não apresenta as fases Al2Cu3, AlCu, Al2Cu e (Al).

Apresenta compostos com teor em Cu mais elevado;

Apresenta uma incorporação de Ti ligeiramente superior.


Página 57

À semelhança da amostra processada nas mesmas condições com uma pressão de 4

MPa a interface desta amostra:

Apresenta microfissuras junto ao material de base;

Apresenta fases ricas em Al e Cu na extremidade da ligação;


Não apresenta as fases Al2Cu e (Al).

As interfaces resultantes do processamento efetuado à temperatura de 725 ºC mediante a

utilização desta configuração mais rica em Cu (Al/Cu/Cu/Al), são as que apresentam menor nível

de porosidade, fissuração e constituídas por fases estáveis a temperaturas mais elevadas, dado

que não se verifica a formação das fases (Al) e Al2Cu.

Como se verificou uma melhoria na sanidade das interfaces com o aumento do teor em

Cu na composição química global das multifolhas, efetuou-se um processamento utilizando como

camada intermédia uma folha de Cu, com o intuito de verificar se era necessário a utilização das

folhas de Al na configuração de multifolhas de Al e Cu. Özdemir N. e Bilgin B [28] processaram

ligações utilizando como camada intermédia uma folha de Cu, contudo as temperaturas de

brasagem e os tempos de estágio são superiores aos utilizados no presente trabalho.


Página 58

4.4 Camada intermédia: Cu

A interface resultante do processamento efetuado à temperatura de 725 ºC, durante 60

minutos de tempo de estágio, sob uma pressão de 8 MPa, apresenta 2 camadas: A e B (ver

figura 37d). Com aproximadamente 120 µm de espessura, a interface exibe poucas zonas de

ligação entre a camada intermédia e as amostras da liga Ti6Al4V.

Figura 37 – a, b, c, d) Microestrutura da interface resultante do processamento de ligação efetuado à temperatura de 725 ºC sob a

pressão de processamento de 8 MPa durante 60 minutos de tempo de estágio. Camada intermédia utilizada: Cu. As zonas analisadas quimicamente são identificadas de 1 até 4 e as camadas formadas são identificadas por A e B .

A análise química efetuada na camada B ( ), e na amostra da liga Ti6Al4V ( e ),

demonstra incorporação de Ti e Cu, respetivamente. A camada de reação A , rica em Cu e Ti,

indica incorporação de Ti oriundo do material de base.

Combinando a informação fornecida pela análise química, por EDS, com a secção

isotérmica a 500ºC do diagrama ternário Al-Cu-Ti [32] (figura 38) propôs-se a natureza das fases

presentes na interface (ver tabela 24). Estima-se que a camada de reação A , aparentemente

1 2 3 4 Ti6Al4V Ti6Al4V Ti6Al4V

c) d)

Ti6Al4V Ti6Al4V Ti6

Al4

V T

i6A

l4V

a) b)

A B


Página 59

monofásica, seja composta pela fase Cu4Ti ou pela fase AlCu2Ti e a camada B , rica em Cu,

composta pela solução sólida de Cu.



1 12,45 8,73 77,25 1,56 m.b. --- 2 5,71 68,15 26,14 --- Cu4Ti, AlCu2Ti A 3 1,17 93,93 4,90 --- (Cu)

B 4 0,63 97,36 2,01 --- (Cu)



Com base nestes resultados, conclui-se que a utilização da folha de Cu como camada

intermédia realçou a necessidade da utilização das folhas de Al. Apesar de ocorrer ligação pela

formação da camada de reação A , com composição química apresentada na tabela 24, esta

ligação só se verifica em algumas zonas da interface, como é possível visualizar na figura 37.


Página 60


Página 61

5 Síntese dos Resultados

A influência das variáveis de processamento na microestrutura e composição química das

interfaces é apresentada em função da configuração de multifolhas utilizada:

1) Configuração Cu/Al/Cu (34,5% de Cu em massa ponderal):

a) A interface resultante do processamento efetuado à temperatura de 625 ºC, com uma

pressão de 4 MPa apresenta:

i) Duas camadas essencialmente constituídas pelas fases Al2Cu, (Al), Al3Ti e Al2Ti;

ii) Uma espessura menor comparativamente à espessura inicial das multifolhas e à

espessura da amostra processada nas mesmas condições de processamento com

uma pressão de contacto;

iii) Maior incorporação de Ti;

iv) Menor falta de ligação comparativamente com a amostra processada nas mesmas

condições de processamento com uma pressão de contacto, contudo a interface

continua a apresentar fissuras perpendiculares à interface com origem nos compostos

Al-Cu.

b) A interface resultante do processamento efetuado à temperatura de 625 ºC, com uma

pressão de 8 MPa:

i) Apresenta quatro camadas compostas maioritariamente pelas fases (Al), Al2Cu, AlCu e

Al9Cu11;

ii) Mantém a espessura inicial das multifolhas;

iii) Apresenta fissuras nos compostos Al-Cu;

iv) Comparativamente com a interface das amostras processadas nas mesmas condições

de processamento com uma pressão de 4 MPa apresenta uma microestrutura e

composição química diferente e menor incorporação de Ti.

c) A interface resultante do processamento efetuado à temperatura de 725 ºC, com uma

pressão de 4 MPa:

i) Apresenta duas camadas essencialmente constituídas pelas fases Al2Cu, (Al), Al3Ti,

AlTi e Al3CuTi;


Página 62

ii) Demonstra heterogeneidade, falta de ligação e fissuras perpendiculares à interface

geralmente localizadas nos compostos Al-Cu;

iii) Apresenta microestrutura e composição química semelhante à amostra processada

nas mesmas condições de processamento à temperatura de 625 ºC.

d) A interface resultante do processamento efetuado à temperatura de 725 ºC, com uma

pressão de 8 MPa:

i) É constituída essencialmente pelas fases Al3Ti, Al2Ti, Al11Ti5, Al3CuTi, (Al) e Al2Cu;

ii) Apresenta zonas com falta de ligação, poros e elevada heterogeneidade. A ausência

de fissuras na interface provavelmente deve-se à escassez de compostos Al-Cu;

iii) Comparativamente com a interface da amostra processada nas mesmas condições de

processamento com uma pressão de 4 MPa, verifica-se que a espessura média da

interface diminuiu significativamente, de cerca de 43 µm para aproximadamente

16 µm;

iv) À semelhança da interface da amostra processada nas mesmas condições de

processamento com uma pressão de 4 MPa a incorporação de Ti é verificada nas

camadas de reação e em algumas zonas adjacentes a esta, contudo com o aumento

de pressão para 8 MPa este fenómeno é mais intenso.

2) Configuração Cu/Al/Cu/Cu/Cu/Al/Cu (68,5% de Cu em massa ponderal):

i) A interface com aproximadamente 155 µm de espessura, exibe fissuras, poros, falta

de ligação;

ii) A interface apresenta um teor reduzido de Ti;

iii) A interface é constituída essencialmente pelas fases Al2Cu3, Al4Cu9 e (Cu).

3) Configuração Al/Cu/Cu/Al (93% de Cu em massa ponderal):

i) Na interface resultante do processamento efetuado à temperatura de 625 ºC, com

uma pressão de 4 MPa e 8 MPa, os resultados são idênticos:

(1) Apresentam quatro camadas compostas maioritariamente pelas fases (Al), Al2Cu e

AlCu;


Página 63

(2) Apresentam uma espessura próxima da inicial do sistema de multifolhas

(310 µm);

(3) Evidenciam reduzida incorporação de Ti proveniente das amostras da liga Ti6Al4V;

(4) Apresentam fissuras nas camadas constituídas pelos compostos Al-Cu.

ii) Na interface resultante do processamento efetuado à temperatura de 725 ºC, com

uma pressão de 4 MPa e 8 MPa, os resultados são idênticos:

(1) Apresentam microfissuras paralelas á interface localizadas na camada

essencialmente constituída pelo composto Al4Cu9.

(2) A interface é essencialmente constituída pelas fases Al4Cu9 e (Cu);

(3) Comparativamente com a interface da amostra processada nas mesmas

condições de processamento à temperatura de 625 ºC, a interface desta amostra:

(a) Apresenta uma espessura menor que a espessura inicial das multifolhas

(310 µm);

(b) Demonstra uma microestrutura diferente;

(c) Não apresenta as fases Al2Cu3, AlCu, Al2Cu e (Al).

(d) Apresenta compostos com teor em Cu mais elevado;

(e) Evidencia uma incorporação de Ti ligeiramente superior.


Página 64


Página 65

6 Conclusões

O estudo da avaliação da influência das variáveis de processamento na microestrutura e

composição química das interfaces resultantes da ligação Ti6Al4V/Ti6Al4V por brasagem por

difusão, mediante a utilização de multifolhas de Al/Cu como liga de brasagem possibilitou retirar

as seguintes conclusões:

I. O aumento da pressão de processamento induziu à redução de falta de ligação na

interface e a uma maior incorporação de Ti na interface, uma vez que o Ti é detetado

não só nas camadas adjacentes às amostras da liga Ti6Al4V, mas também nas

camadas centrais da interface.

II. A alteração da composição química global do sistema de multifolhas foi a variável de

processamento que demonstrou maior influência na microestrutura e na composição

química da interface.

III. Mediante uma comparação qualitativa das ligações obtidas, a interface resultante do

processamento a 725 ºC, durante 60 minutos, sob a aplicação de uma pressão de

processamento de 4 MPa, utilizando a configuração Al/Cu/Cu/Al é a que apresenta

menor nível de porosidade, fissuração e fases estáveis a temperaturas mais elevadas,

dado que não se verifica a formação das fases (Al) e Al2Cu.


Página 66


Página 67

7 Considerações finais e propostas para trabalhos futuros

A interface resultante do processamento efetuado à temperatura de 725 ºC, durante 60

minutos, sob a aplicação de uma pressão de processamento de 4 MPa, utilizando a configuração

Al/Cu/Cu/Al é a que apresenta maior sanidade, contudo apresenta microfissuras paralelas à

interface. A alteração das variáveis de processamento, como o aumento da temperatura de

brasagem e o aumento do tempo de estágio, pode induzir ao desaparecimento das microfissuras.

O aumento da pressão de processamento já foi avaliado neste trabalho e verificou-se que não teve

influência na composição química e microestrutura da interface. As microfissuras detetadas na

interface, em algumas zonas, são contínuas. Este facto sugere a possibilidade de estas

microfissuras representarem a delimitação das folhas que compõe a liga de brasagem. Como se

sabe, um problema da utilização de Al é a existência de filmes de óxido à superfície que

impedem/dificultam a difusão. Sendo assim, as microfissuras podem corresponder às zonas nas

quais a difusão foi dificultada. Um procedimento que se pode adotar antes do processamento é a

decapagem química do Al, a fim de eliminar o filme de óxido presente na superfície do Al. Este

procedimento é indicado em alguns estudos.

A avaliação das inúmeras variáveis de processamento torna o processo de otimização

demoroso. Para além da obtenção de interfaces isentas de defeitos, é necessário ter em atenção

as condições de serviço às quais a ligação vai estar sujeita. Neste caso específico, a liga Ti6Al4V é

geralmente aplicada em indústrias, nas quais um requisito é a estabilidade térmica a temperaturas

elevadas. Deste modo é necessário que as fases formadas na interface preencham esse requisito.

A formação de fases frágeis também é um aspeto em ter em conta. Para complementar a

caracterização das interfaces é necessário determinar as propriedades mecânicas.

A alteração da composição química global do sistema de multifolhas foi a variável de

processamento que demonstrou maior influência na microestrutura e na composição química da

interface. Adicionalmente, as condições mais favoráveis foram obtidas mediante a alteração da

composição química global das multifolhas para uma composição mais rica em Cu.

Algumas ligações efetuadas sugerem que o contacto entre os materiais não foi eficaz. Uma

das limitações dos equipamentos utilizados é a aplicação de pressão de forma homogénea,

contudo é necessário ter em conta que este facto pode estar relacionado com a má preparação

das amostras da liga Ti6Al4V. É sabido que é necessário garantir o paralelismo entre as amostras.


Página 68

A velocidade de aquecimento utilizada nas amostras processadas com a configuração

Al/Cu/Cu/Al com 93% de Cu em massa ponderal, à temperatura de 625 ºC e 725 ºC, foi

diferente. O aparecimento de problemas técnicos no forno de indução impossibilitou o

processamento de ligações impondo velocidades de aquecimento rápido. A microestrutura e

composição química das interfaces obtidas são distintas, contudo esta comparação não é

totalmente correta porque foram alteradas duas variáveis de processamento. A realização do

processamento à temperatura de 625 ºC, com velocidade de aquecimento rápida, complementaria

este estudo. A obtenção de interfaces idênticas às obtidas à temperatura de 725 ºC, possibilitaria

a redução dos custos associados ao processo.

Outra consideração a ter em conta é que o uso da camada intermédia utilizada no

presente trabalho, a nível industrial não é exequível, sendo necessário realizar estudos sobre a

possibilidade de unir as folhas de Al e Cu para facilitar o processo, por exemplo por laminagem. A

laminagem do conjunto de multifolhas, para além de facilitar o processo a nível industrial garante

um contacto íntimo entre as multifolhas. Um contacto mais eficaz promove os mecanismos

difusão, e provavelmente necessita de tempos de estágios mais curtos para obter o mesmo

resultado.


Página 69

8 Referências bibliográficas

[1] – Shiue R.K., Wu S.K., Chen Y.T., Shiue C.Y., “Infrared brazing of Ti50Al50 and Ti–6Al–4V

using two Ti-based filler metals”, Intermetallics, 16 (2008) 1083–1089

[2] – http://www.goodfellow.com/PDF/TAB011X.pdf, acedido na data 12/11/2012

[3] Barrena M.I., Matesanz L., Salazar J.M.G., “Al2O3/Ti-6Al-4V diffusion bonding joints using Ag–Cu

interlayer”, Materials Characterization, 60 (2009) 1263-1267

[4] AlHazaa A., Khan T.I., Haq I., “Transient liquid phase (TLP) bonding of Al7075 to Ti–6Al–4V

alloy”, Materials Characterization, 61 (2010) 312–317

[5] Chang C.T., Shiue R.K., “Infrared brazing Ti–6Al–4V and Mo using the Ti-15Cu-15Ni braze

alloy”, International Journal of Refractory Metals & Hard Materials, 23 (2005) 161-170

[6] Akman E., Demir A., Canel T., Sinmazçelik T., “Laser welding of Ti6Al4V titanium alloys”,

Journal of Materials Processing Techonology, 209 (2009) 3705 – 3713

[7] Peters M., Kumpfert J., Ward C.H., Leyens C., “Titanium alloys for aerospace applications”,

Advanced Engineering Materials, (2003)

[8]http://www2.coromant.sandvik.com/coromant/pdf/aerospace/gas_turbines/C_2920_18_EN

G_043_074.pdf, acedido na data 26/03/2012

[9] – Ezugwu E. O., Bonney J., Yamane Y. “An overview of the machinability of aeroengine alloys”,

Journal of Materials Processing Technology, 134 (2003) 233-253

[10] – Boyer R. R., “An overview on the use of titanium in the aerospace industry”, Materials

Science and Engineering, 4213 (I996) I03-114

[11] Lütjering G., Williams J.C. and Gysler A., “Microstructure and mechanical properties of

titanium alloy”, World Scientific Publishing, Volume 2, chapter 1 (2000)

[12] Niinomi M., “Recent research and development in titanium alloys for biomedical applications

and healthcare goods”, Science and Technology of Advanced Materials, 4 (2003) 445–454

[13] http://www.alibaba.com/product - gs/320778223/Titanium_hip_joint_ti_6al_4v_.html,

acedido na data 13/12/2011

http://www.goodfellow.com/PDF/TAB011X.pdf

http://www2.coromant.sandvik.com/coromant/pdf/aerospace/gas_turbines/C_2920_18_ENG_043_074.pdf

http://www2.coromant.sandvik.com/coromant/pdf/aerospace/gas_turbines/C_2920_18_ENG_043_074.pdf

http://www.alibaba.com/product%20-%20gs/320778223/Titanium_hip_joint_ti_6al_4v_.html


Página 70

[14] http://www.pramodclinic.com/dental_implants.html, acedido na data 13/12/2011

[15] – Guedes A., Apontamentos Metalurgia Física, Universidade do Minho, (2009)

[16] – Guedes A., “Ligação de uma liga γ-TiAl por brasagem por difusão ”, Tese de doutoramento,

Universidade do Minho, (2004)

[17] – Kenevisi M.S., Khoie S.M.M., “An investigation on microstructure and mechanical properties

of Al7075 to Ti-6Al-4V Transient Liquid Phase (TPL) bonded joint”, Materials and Design, 38 (2012)

19-25

[18] – Wu Z., Mei J., Voice W., Beech S., Wu X., “Microstructure and properties of diffusion bonded

Ti-6Al-4V parts using brazing-assisted hot isostatic pressing”, Materials Science and Engineering A,

528 (2011) 7388-7394

[19] – Liu H.B., Zhang L.X., Wu L.Z., Liu D., Feng J.C., “Vacuum brazing of SiO2 glass ceramic

and Ti–6Al–4V alloy using AgCuTi filler foil”, Materials Science and Engineering A, 498 (2008)

321–326

[20] – Liaw D.W., Wu Z.Y., Shiue R.K., Chang C.S., “Infrared vacuum brazing of Ti–6Al–4V and Nb

using the Ti–15Cu–15Ni foil”, Materials Science and Engineering A, 454–455 (2007) 104–113

[21] – Hong I., Koo C., “Vacuum-furnace brazing of C103 and Ti-6Al-4V with Ti-15Cu-15Ni filler-

metal”, Materials Science and Engineering A, 398 (2005) 113-127

[22] – Cao J., Zheng Z.J., Wu L.Z., Qi J.L., Wang Z.P., Feng J.C., “Processing, microstructure and

mechanical properties of vacuum-brazed Al2O3/Ti6Al4V joints”, Materials Science and Engineering

A, 535 (2012) 62-67

[23] – Barrena M., Salazar J.M.G., Merino N., Matesanz L., “Characterization of WC-Co/Ti6Al4V

diffusion bonding joints using Ag as interlayer”, Materials Characterization, 59 (2008) 1407 - 1411

[24] – Zhao H., Cao J., Feng J.C., “Microstructure and mechanical properties of Ti6Al4V/Cu-10Sn

bronze diffusion-bonded joint”, Transactions of Nonferrous Metals Society of China, 19 (2009)

s414-s417

http://www.pramodclinic.com/dental_implants.html


Página 71

[25] – Kurt B., Orhan N., Evin E., Çalik A., “Diffusion bonding between Ti-6Al-4V alloy and ferritic

stainless steel”, Materials Letters, 61 (2007) 1747-1750

[26] – Alhazaa A.N., Khan T.I.,”Diffusion bonding of Al7075 to Ti-6Al-4V using Cu coatings and Sn-

3.6Ag-1Cu interlayers”, Journal of Alloys and Compounds, 494 (2010) 351 – 358

[27] Wang X., Ma M., Liu X., “Interface characteristics in diffusion bonding of a -TiAl alloy to

Ti6Al4V”, Journal of Materials Science, 42 (2007) 4004 – 4008

[28] Özdemir N., Bilgin B., “Interfacial properties of diffusion bonded Ti-6Al-4V to AISI stainless

steel by inserting a Cu interlayer”, International Journal of Advanced Manufacturing Technology, 41

(2009) 519 - 526

[29] – Du Y.C., Shiue R.K., “Infrared brazing of Ti–6Al–4V using two silver-based braze alloys”,

Journal of Materials Processing Technology, 209 (2009) 5161–5166

[30] – Vieira A., “Ligação de materiais com recurso a multifolhas Al/Cu”, Relatório de projeto

individual, Universidade do Minho, 2011

[31] – Massalski T.B., Murray J.L., Bennett L.H., Baker H., “Binary alloy phase diagrams”, ,

American Society for Metals, Volume 1: Ac - Au to Fe - Rh (1986)

[32] – Villars P., Prince A., Okamoto, H., “Handbook of Ternary Alloy Phase Diagrams”, ASM

International, Volume 3: Ag-Al-As – Al-Ga-Gd , (1995)

[33] – Sheng L., Yang F., Xi T.F., Lai C., Ye H.Q., ”Influence of heat treatment on interface of

Cu/Al bimetal composite fabricated by cold rolling”, Composites, 42 (2011) 1468 - 1473

[34] – Xia C., Li Y., Puchkov U.A., Gerasimov S.A., Wang J., “Microstructure and phase constitution

near the interface of Cu/Al vacuum brazing using Al–Si filler metal”, Vacuum, 82 (2008) 799-804

[35] – Hug E., Bellido N., “Brittleness study of intermetallic (Cu, Al) layers in copper-clad

aluminium thin wires”, Materials Science and Engineering A, 528 (2011) 7103 – 7106

[36] – Laik A., Bhanumurthy, “Diffusion in Cu(Al) solid solution”, Barc Newsletter, 309 (2009)115

- 120

escola de engenharia andreia cristina da silva...

Documents