Como os parâmetros do EBSM afetam a microestrutura e a fadiga do titânio

Na fusão seletiva por feixe de elétrons (EBSM), a energia do feixe e a velocidade de varredura alteram a poça de fusão e a taxa de resfriamento, o que, por sua vez, controla a martensita do Ti-6Al-4V, as fases lamelares e a dureza. A orientação da construção, a porosidade e o pós-processamento também afetam o comportamento à fadiga. Os estudos citados a seguir relacionam essas escolhas de processo à microestrutura e à resposta mecânica.

Efeitos dos parâmetros do processo na microestrutura do titânio

Um estudo utilizou pó de Ti-6Al-4V pré-ligado, atomizado a gás, com tamanho de partícula de 74 a 147 μm. Um trajeto de varredura em forma de S e camadas de 0,1 mm produziram amostras de 20 mm × 20 mm × 8 mm em uma placa de aço inoxidável 316L com 10 mm de espessura. O pré-aquecimento melhorou a resistência do pó ao impacto do feixe de elétrons e reduziu a ejeção de pó e as salpicos. A placa foi pré-aquecida por 6 minutos a 10 m/s e 20 mA. O pré-aquecimento do pó foi realizado com 20 varreduras a 5 m/s, com a corrente do feixe aumentando de 1 a 20 mA.

A fusão seletiva por feixe de elétrons constrói o material camada por camada. A poça de fusão atinge alta temperatura e esfria rapidamente, enquanto o material previamente solidificado passa por reaquecimentos repetidos. O resfriamento rápido transforma a β em martensita α’ acicular fina e metaestável. O ciclo térmico, então, decompõe parte da martensita em α+β lamelar, de forma delgada e grossa. A difração de raios X mostra um pico β nítido, confirmando a decomposição da martensita. A estrutura final contém martensita acicular fina, α lamelar delgada e α lamelar grossa e curta.

1. Solidificação inicial: líquido → β.
2. Resfriamento rápido até a temperatura de transformação: β → α’.
3. Reaquecimento durante as camadas subsequentes: α’ → α+β.

A densidade de energia P/v afeta fortemente a zona martensítica e o α lamelar delgado. Uma energia mais elevada produz uma região de transição mais profunda e mais ampla, uma zona martensítica mais alta e grãos colunares de β prévio mais grossos. A martensita fina se decompõe intensamente acima de 300 °C. Maior energia durante o reaquecimento promove a transformação para estruturas de Widmanstatten e de trama de cesta e torna a α lamelar mais grossa. Com densidade de energia semelhante, uma velocidade de varredura mais alta aumenta a taxa de resfriamento e a altura da zona martensítica.

• Para valores de P/v de 0,24, 0,48, 0,72 e 0,3, 0,6, 0,9, as placas α’ tinham largura de 0,1 a 1 μm, a β retida entre as placas era de cerca de 20 nm e a zona martensítica tinha altura de 7 a 10 camadas. As colunas de β prévio tinham largura de 10 a 100 μm. O α lamelar tinha largura de 1 a 2 μm e formava colônias com orientações diferentes e precipitados contínuos nos limites de grãos, característicos da estrutura de Widmanstatten.
• Para valores de P/v de 0,48, 0,96, 1,44 e 0,6, 1,2, 2,4, a zona martensítica aumentou para 22 a 25 camadas. As colunas de β pré-formadas tinham largura de 100 a 400 μm e atravessavam toda a camada depositada. O α lamelar se tornou mais grosso, atingindo 2 a 4 μm, e as estruturas de Widmanstatten e de trançado coexistiam.

Orientação de fabricação

Outro estudo utilizou pó esférico de Ti-6Al-4V atomizado a gás, com granulometria de 25 a 100 μm, em uma impressora Arcam Q10 para fabricar placas de 60 mm × 60 mm × 7 mm em ângulos de 90°, 60°, 30° e 0° em relação à placa horizontal.

A 90°, 60° e 30°, o α’ acicular fino precipitou-se ao longo de ambos os lados dos limites das colunas β pré-existentes e formou uma estrutura de Widmanstatten entrelaçada, semelhante a uma trama de cesta. A largura da martensita aumentou à medida que o ângulo diminuía. A placa de 0° não continha α’ acicular fino. Em vez disso, α em forma de faixa precipitou-se a partir de limites de grãos β alongados em orientações comuns e formou colônias paralelas. Essas faixas de α de 3 a 8 μm produziram uma estrutura lamelar. Um ângulo menor aumentou tanto a área varrida por camada quanto a área de contato com a placa de base, reduzindo a taxa de resfriamento e o subresfriamento. A cristalização desacelerou, o α se alargou, passando de acicular para em forma de faixa, e a densidade estrutural diminuiu.

Área de fabricação, fração de fase e dureza

Um estudo sobre a área de construção utilizou pó de Ti-6Al-4V com granulometria de 40 a 105 μm, predominantemente de 70 a 80 μm, com potência do feixe de 3.000 W, velocidade de varredura de 1.000 mm/s e camadas de 0,1 mm. À medida que a área depositada aumentava de 0,5π para 12,5π mm², as imagens de SEM mostraram uma redução na área clara da matriz β e um aumento na área escura da α.

A microdureza foi medida ao redor de seções transversais com áreas de 0,5π, 2,0π, 12,5π, 32π e 50π mm². A dureza aumentou de cerca de 368 HV a 0,5π para cerca de 450 HV a 50π, à medida que a fração de α de reforço aumentava. Foi relatado que as peças fundidas de Ti-6Al-4V produzidas convencionalmente apresentavam cerca de 359 HV.

Prensagem Isostática a Quente e Fadiga

O pó de Ti-6Al-4V atomizado a gás, com granulometria de 50 a 100 μm, foi depositado em camadas de 50 μm, com a câmara mantida a 730 °C. Algumas amostras foram submetidas a prensagem isostática a quente por 2 horas a 910 °C e 100 MPa. Duas amostras no estado original, submetidas a ensaio de fadiga por tração axial a 500 MPa e com razão de tensão R = 0,1, resistiram a 29.863 e 60.331 ciclos, respectivamente.

A prensagem isostática a quente produziu um desempenho à fadiga muito melhor. Cinco amostras foram testadas em cada nível de 600 MPa ou superior, com uma amostra em 575 MPa e outra em 550 MPa. A dispersão permaneceu grande: a 750 MPa, a vida útil variou em duas ordens de magnitude; a 650 MPa, duas amostras ultrapassaram 1 × 10⁷ ciclos, enquanto um falhou em 1,1 × 10⁵.

A microscopia eletrônica de varredura (SEM) mostrou que a prensagem isostática a quente removeu os defeitos de fabricação. A maioria das trincas se iniciou na superfície, e todas as amostras com baixa vida útil apresentaram trincas com início na superfície. Na fadiga de alto ciclo, o deslizamento cíclico persistente e irreversível se acumula, produz microfissuras mecânicas e as une, formando uma trinca de fadiga. O início da fissura geralmente consome mais de 95% da vida útil total.

Em σ_máximo=750 MPa e N_f=6,7 × 10⁴, a fratura apresentava uma zona de início, uma zona de propagação e uma zona final de sobrecarga. Uma fonte pontual superficial produziu marcas radiais. As estrias de fadiga eram perpendiculares ao crescimento da trincas e, localmente, eram contínuas e paralelas. A taxa de crescimento da trincas calculada nesse estágio foi de 3,8 × 10^-7 m/s. A transição para a fratura final revelou uma fratura mista com estrias e covinhas; a zona final apresentou bordas de cisalhamento e covinhas equiaxiais.

Fadiga de estruturas reticulares porosas de Ti-6Al-4V

Li e colegas estudaram a fadiga compressiva em matrizes reticulares de Ti-6Al-4V com porosidade 60%-85%. O pó pré-ligado, com diâmetro médio de 30 μm, foi pré-aquecido a 650 °C em um sistema ARCAM. As estruturas em rede de dodecaedro rombico apresentavam densidades de 1,68, 1,12, 0,91 e 0,73 g/cm³, correspondendo a porosidades de 62,0%, 74,7%, 79,5% e 83,5%. A resistência à compressão aumentou com a densidade. Ao contrário de muitas estruturas metálicas, as matrizes atingiram a tensão máxima imediatamente após o escoamento, seguida por flutuações pronunciadas durante a compressão subsequente.

A fadiga causou acúmulo progressivo de deformação e encurtamento. A curva do ciclo de deformação apresentou três fases: acúmulo rápido nos primeiros ciclos (N < 100), um longo período de acúmulo baixo e quase constante, e acúmulo rápido após um ponto de deformação repentino em N_c. N_c diminuiu à medida que a tensão aumentava; assim, o comportamento era determinado principalmente pelo segundo estágio. A taxa de avanço dε/dN era altamente sensível à tensão aplicada e à densidade relativa; uma tensão aplicada menor e uma densidade maior produziam uma taxa menor.

Todas as densidades apresentaram comportamento cíclico semelhante. As curvas de histerese deslocaram-se progressivamente ao longo do eixo de deformação, confirmando o fenômeno de “ratcheting” cíclico. A deformação foi uniforme nos estágios 1 e 2. Após N_c, ela se localizou em uma faixa severamente esmagada, formando um ângulo de 45° em relação à direção da carga. Os testes de interrupção por SEM mostraram morfologia inalterada no estágio 1, seguida por trincas nas vigas próximas a N_c, rachaduras extensas e escoras quebradas.

Superelasticidade e fadiga do Ti2448 poroso

Liu e seus colegas estudaram como a porosidade no Ti2448 do tipo β, fundido por feixe de elétrons, afeta a superelasticidade, o módulo de Young, a resistência à compressão e a fadiga. Eles também examinaram a desorientação dos grãos e o desvio das fissuras.

A superelasticidade aumentou com a porosidade e com a relação entre a tensão de tração e a de compressão. O processo EBSM criou grãos de tamanhos diferentes e forte desorientação; as fissuras de fadiga se desviaram nos limites dos grãos colunares. Em comparação com o Ti-6Al-4V, o Ti2448 apresentou maior resistência à fadiga normalizada devido à superelasticidade, a uma zona plástica maior à frente da ponta da trincas e ao desvio da trincas.

As amostras foram submetidas a compressão uniaxial cíclica até deformações totais de 2%-3%, em incrementos de 0,5%. As porosidades de 67,9%, 77,4% e 91,2% apresentaram, todas, superelasticidade. Na deformação de 3%, a amostra com porosidade de 91,2% se recuperou quase completamente, enquanto a amostra com porosidade de 67,9% se recuperou apenas até 0,5%. Com deformação compressiva de 31 TP33T, as tensões foram de 35,8 MPa para a porosidade de 67,91 TP33T e de 7,2 MPa para a de 91,21 TP33T. As relações máximas entre tensão de tração e tensão de compressão foram de 0,21 e 0,27, respectivamente. A relação mais alta, observada na maior porosidade, aumentou a superelasticidade e a capacidade de deformação.