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Apr 12, 2024

Diseño contra heterogeneidades de fases y propiedades en aleaciones de titanio fabricadas aditivamente

Nature Communications volumen 13, Número de artículo: 4660 (2022) Cite este artículo 11k Accesos 19 Citas 4 Detalles de Altmetric Metrics La fabricación aditiva (AM) crea piezas diseñadas digitalmente mediante

Nature Communications volumen 13, número de artículo: 4660 (2022) Citar este artículo

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19 citas

4 altmétrico

Detalles de métricas

La fabricación aditiva (AM) crea piezas diseñadas digitalmente mediante la adición sucesiva de material. Sin embargo, debido al ciclo térmico intrínseco, las piezas metálicas producidas por AM casi inevitablemente sufren de heterogeneidades espacialmente dependientes en fases y propiedades mecánicas, lo que puede causar fallas de servicio impredecibles. Aquí, demostramos un enfoque de diseño de aleación sinérgico para superar este problema en aleaciones de titanio fabricadas mediante fusión láser en lecho de polvo. La clave de nuestro enfoque es la aleación in situ de Ti-6Al-4V (en porcentaje en peso) con adiciones combinadas de polvos de titanio puro y nanopartículas de óxido de hierro (Fe2O3). Esto no solo permite la eliminación in situ de la heterogeneidad de fases mediante la dilución de la concentración de V mientras se introducen pequeñas cantidades de Fe, sino que también compensa la pérdida de resistencia mediante el fortalecimiento del soluto con oxígeno. Nuestras aleaciones logran microestructuras espacialmente uniformes y propiedades mecánicas superiores a las del Ti-6Al-4V. Este estudio puede ayudar a guiar el diseño de otras aleaciones, lo que no solo supera el desafío inherente a los procesos de AM, sino que también aprovecha las oportunidades de diseño de aleaciones que ofrece la AM.

A diferencia de los procesos convencionales de fabricación de metales, como la fundición y el mecanizado, la fabricación aditiva (AM) construye la pieza diseñada digitalmente capa por capa fundiendo la materia prima (como polvo o alambre) con una fuente de alta energía (por ejemplo, láser, haz de electrones o arco de plasma)1,2. Esta característica única de los procesos de FA es un arma de doble filo. Por un lado, ofrece la posibilidad de producir formas, microestructuras y propiedades deseables que de otro modo no se podrían lograr utilizando métodos de fabricación convencionales3,4,5,6,7,8. Por otro lado, el gradiente térmico pronunciado intrínseco, la alta velocidad de enfriamiento junto con la compleja historia térmica que normalmente se encuentra durante la AM a menudo resulta en porosidad, segregación elemental, granos columnares y fases heterogéneamente distribuidas en la microestructura9,10,11. 12, ya sea en la solidificación o mediante transformaciones posteriores de fase de estado sólido, que conducen a propiedades mecánicas no uniformes en diferentes ubicaciones de la pieza metálica construida13,14,15,16,17. Los problemas relacionados con la porosidad, la segregación elemental y los granos columnares se han abordado eficazmente mediante la manipulación de los parámetros de procesamiento y/o las composiciones de las aleaciones18,19,20. Sin embargo, como la falta de homogeneidad de fase ocurre casi inevitablemente en las aleaciones que sufren transformaciones de fase de estado sólido después de la solidificación durante la AM, sigue siendo un desafío de larga data lograr propiedades mecánicas uniformes. Estos fenómenos son más pronunciados en componentes metálicos fabricados aditivamente con geometrías complejas21, que incorporan regiones que responden de manera diferente a la carga mecánica, provocando así fallos de servicio impredecibles.

Ti-6Al-4V es una de las aleaciones típicas que exhibe variación espacial de fases a lo largo de la dirección de construcción mientras se fabrica de forma aditiva22,23,24,25. Durante el proceso de AM, como la fusión de lecho de polvo con láser (L-PBF) (Fig. 1a), después de que se solidifica la primera capa, Ti-6Al-4V se somete a un estado sólido β (estructura cúbica centrada en el cuerpo) → α′ ( estructura empaquetada cerrada hexagonal) transformación martensítica debido a la alta velocidad de enfriamiento. A medida que se agregan las capas sucesivas, la martensita acicular α ′ que se formó inicialmente se descompone en microestructuras laminares (α + β) bajo ciclos térmicos extensos (Fig. 1a). Por lo tanto, se informa comúnmente que la microestructura de Ti-6Al-4V fabricada por L-PBF presenta fases espacialmente dependientes a lo largo de la dirección de construcción, con martensita acicular α' en la superficie superior mientras que se forman microestructuras laminares (α + β) parcial o totalmente estabilizadas. en las regiones bajas23,24,25. Esta distribución de fase graduada también se confirma mediante microscopio electrónico de barrido (SEM) (Fig. 1b y Fig. 1a, b complementaria) y difracción de rayos X (DRX) (Fig. 2 complementaria) en este trabajo (Métodos). Para revelar la influencia de la falta de homogeneidad de fase en las propiedades mecánicas, realizamos pruebas de tracción de las muestras de Ti-6Al-4V producidas por L-PBF en direcciones verticales y horizontales a temperatura ambiente (Métodos). El Ti-6Al-4V tal como está fabricado exhibe una resistencia similar pero una ductilidad muy dispersa en ambas direcciones (Fig. 1c). En particular, la ductilidad a la tracción (en términos de alargamiento a la tracción hasta la rotura) a lo largo de la dirección horizontal varía notablemente del 9,4% al 17,6%, observándose el valor más bajo en la superficie superior. Esta tendencia, junto con el análisis microestructural detallado (Figuras complementarias 3 a 5 y Nota complementaria 1), revela que la distribución de fase espacial es la causa más probable de la ductilidad altamente dispersa observada aquí. Esta observación también es consistente con la creencia común de que la martensita acicular α′ generalmente da como resultado una ductilidad inferior en comparación con la microestructura laminar (α + β) debido a su incapacidad para resistir el inicio de grietas24,26. Durante la última década, se han llevado a cabo una gran cantidad de estudios para eliminar la martensita α′ no deseada en Ti-6Al-4V fabricado aditivamente por L-PBF, que se basan en la estrategia de control de proceso o diseño de aleación. La primera estrategia normalmente implica la manipulación del ciclo térmico de L-PBF para desencadenar el tratamiento térmico intrínseco (IHT)27, que promueve la descomposición de la martensita in situ24,27. Sin embargo, debido a los ciclos térmicos limitados o ausentes que experimentan las capas superiores, la martensita α' acicular solo puede descomponerse parcialmente o incluso permanecer24,25. Por lo tanto, no se puede eliminar la falta de homogeneidad de fases a lo largo de la dirección del edificio. Aunque el tratamiento térmico posterior a la FA se realiza a menudo para homogeneizar la microestructura28, desafortunadamente, alarga el ciclo de producción e influye en la eficacia de los procesos de FA29. Por lo tanto, es muy deseable eliminar la falta de homogeneidad de fases en primer lugar. Alternativamente, la aleación in situ de Ti-6Al-4V con elementos estabilizadores β (por ejemplo, Mo30) a través de polvos elementales permite la formación de una fase β completa, lo que conduce a una alta ductilidad (aunque a expensas de la pérdida de resistencia). Sin embargo, las partículas de aditivo no fundidas resultantes o la dramática segregación elemental pueden generar la preocupación de lograr propiedades mecánicas no uniformes e irreproducibles31.

a Esquema del proceso L-PBF y los ciclos térmicos intrínsecos que experimentan diferentes ubicaciones de la pieza fabricada. b Micrografías de electrones retrodispersados ​​(BSE) de microscopía electrónica de barrido (SEM) que muestran fases espacialmente dependientes en Ti-6Al-4V a lo largo de la dirección del edificio (BD) (aumentos más bajos en la figura complementaria 1). Tenga en cuenta que la superficie superior está compuesta predominantemente de martensita α′ acicular. La región inferior muestra una descomposición parcial de la martensita α′ debido a más ciclos térmicos. Se puede observar que se presentan martensita α′, fase α y película delgada β, como se marca con flechas blancas. La región inferior exhibe una microestructura laminar (α + β) bien definida. c Curvas tensión-deformación de ingeniería de tracción de Ti-6Al-4V a lo largo de las direcciones vertical y horizontal. Recuadro, esquema de preparación de muestras de tracción verticales y horizontales a partir de las piezas construidas. Las muestras de tracción horizontales están marcadas de H1 a H6 a lo largo de la dirección de construcción. d Micrografías SEM-BSE que muestran una microestructura laminar homogénea (α + β) en la aleación 25Ti-0,25O recientemente desarrollada (aumentos más bajos en la figura complementaria 1). La microestructura laminar bien definida (α + β) se puede observar desde la superficie superior hasta la región inferior. e, Curvas tensión-deformación de ingeniería de tracción de una aleación 25Ti-0,25O a lo largo de las direcciones vertical y horizontal. En el recuadro, la preparación de las probetas de tracción es la misma que la del Ti-6Al-4V.

Aquí, demostramos un enfoque de diseño de aleación sinérgico que permite la eliminación in situ de la falta de homogeneidad de fase en aleaciones de titanio producidas por L-PBF mediante adiciones combinadas de polvos de titanio comercialmente puro (CP-Ti) y nanopartículas de Fe2O3 a la materia prima de Ti-6Al-4V. . En marcado contraste con Ti-6Al-4V (Fig. 1b), que muestra variaciones de fase significativas a lo largo de la dirección de construcción, la aleación de nuevo diseño, por ejemplo, la que tiene adiciones de 25% en peso de CP-Ti y 0,25% en peso de Fe2O3 (en lo sucesivo denominada como 25Ti-0.25O y las otras aleaciones recientemente desarrolladas se denotan de la misma manera) a un nivel de resistencia comparable al Ti-6Al-4V - exhibe microestructuras laminares homogéneas (α + β) en toda la pieza fabricada (Fig. 1d y Figura complementaria 1c, d). Esta microestructura homogénea da como resultado propiedades de tracción uniformes en direcciones verticales y horizontales (Fig. 1e). Además, mostramos que nuestro enfoque de diseño de aleaciones es aplicable a componentes geométricamente complejos en los que también se pueden lograr microestructuras laminares homogéneas (α + β).

La clave de nuestro principio de diseño es disminuir el contenido de V con una baja difusividad del trazador en Ti-6Al-4V mientras se introducen pequeñas cantidades de Fe con una difusividad del trazador mucho mayor, lo que permite una partición elemental más rápida y, por lo tanto, fomenta la formación in situ del Microestructuras laminares (α + β) durante L-PBF. Esto distingue nuestro trabajo de los estudios existentes que promueven el refinamiento del grano de los granos β previos en la solidificación mediante adiciones altas de Fe (Nota complementaria 2). Se ha reconocido que la descomposición de martensita en Ti-6Al-4V implica la partición difusiva de elementos estabilizadores α y estabilizadores β27,29. Específicamente, Al (el estabilizador α) se acumula en la fase α o α′, mientras que V (el estabilizador β) es rechazado por la martensita α′ y se difunde en los defectos de la red. La cinética de la descomposición de la martensita depende en gran medida de la difusividad elemental. Si pudiéramos reducir la concentración de V introduciendo al mismo tiempo un elemento de partición mucho más fuerte (por ejemplo, Fe, Ni o Co) cuyas difusividades sean casi dos órdenes de magnitud superiores a las de V32,33, entonces es razonable esperar que se reduzcan significativamente las concentraciones de V. La partición puede tener lugar durante el proceso de enfriamiento, lo que conduce a las microestructuras laminares (α + β) deseadas en lugar de la martensita α′ que se forma mediante transformación sin difusión. Para este fin, utilizamos un enfoque de aditivo binario, es decir, polvos de CP-Ti como aditivo principal y partículas de Fe2O3 como aditivo traza. Introducimos CP-Ti en Ti-6Al-4V para diluir la concentración de V. Además, como lo demuestra el cálculo termodinámico (Figura 6 complementaria), un beneficio adicional de la adición de CP-Ti es que disminuye la concentración de Al, por lo que suprimiendo la tendencia a la formación de una fase frágil α2-Ti3Al que puede ser desencadenada por IHT en Ti-6Al-4V fabricado por L-PBF25. Seleccionamos partículas de Fe2O3 como aditivo traza por dos razones. Primero, el Fe exhibe una difusividad mucho mayor que el V en la fase β32,33. En segundo lugar, el espectacular fortalecimiento de la solución sólida del O en el titanio permite compensar la pérdida de resistencia debido a la dilución de Ti-6Al-4V mediante la adición de CP-Ti (Nota complementaria 3). Vale la pena señalar que combinar los elementos de difusión rápida (por ejemplo, Fe, Ni y Co) con los fuertes solutos de fortalecimiento intersticial (es decir, N, O y C) en el titanio ofrece una variedad de opciones de aditivos traza. En este trabajo, elegimos Fe2O3 como ejemplo de nuestra práctica de diseño de aleaciones porque es rentable y su color rojo puede servir como indicador para el proceso de preparación de la materia prima, como se describirá a continuación.

Luego preparamos la materia prima en polvo para L-PBF. La mezcla mecánica convencional se ha utilizado comúnmente en la preparación de materias primas, pero a menudo sufre de falta de homogeneidad en la mezcla debido a la aglomeración de partículas de aditivo. En este trabajo, la distribución homogénea de partículas de Fe2O3 en la materia prima de titanio es fundamental para lograr propiedades mecánicas uniformes debido a la fuerte sensibilidad al oxígeno del titanio34. Aquí, utilizamos un enfoque de ingeniería de superficies para sintetizar la materia prima de titanio dopada con Fe2O3 (Fig. 2a). Este enfoque se basa en la tecnología de ensamblaje capa por capa (LbL) que se ha utilizado para fabricar películas delgadas multicapa35. Sin embargo, aquí no utilizamos la deposición multicapa funcional, sino que adoptamos el proceso de adsorción alterna para inducir superficies cargadas estables de los polvos de Ti-6Al-4V y CP-Ti, lo que facilitó la adhesión de nanopartículas de Fe2O3. Más importante aún, utilizamos la medición del potencial zeta para determinar las cargas superficiales de las potencias de titanio y las nanopartículas de Fe2O3, lo cual es fundamental para la secuencia de adsorción (Métodos y Fig. 2a). En contraste con los polvos mezclados mecánicamente, que exhiben una aglomeración espectacular de nanopartículas de Fe2O3 incluso a macroescala (Fig. 2d), la materia prima preparada mediante el enfoque de ingeniería de superficies muestra una distribución bastante uniforme de nanopartículas de Fe2O3 en la superficie del polvo de titanio individual. , como lo demuestra SEM junto con el mapeo de espectroscopía de rayos X de dispersión de energía (EDS) (Fig. 2e, f).

a Esquema del proceso de preparación de la materia prima mediante el enfoque de ingeniería de superficies (Métodos). Aquí, PSS y PDDA son poli (4-estireno sulfonato de sodio) y poli (cloruro de dialildimetilamonio), respectivamente. El diagrama esquemático fue creado con BioRender.com. b, c La suspensión de Fe2O3 antes (b) y después (c) de la adición de polvos procesados ​​de Ti-6Al-4V y CP-Ti como se muestra en (a). d Comparación de materias primas preparadas mediante mezcla mecánica y el enfoque de ingeniería de superficies. Imágenes e y f SEM y espectroscopía de rayos X de dispersión de energía (EDS) que muestran las distribuciones homogéneas de CP-Ti (e) y Fe2O3 (f) en la materia prima en polvo para la aleación 50Ti-0.25O diseñada.

Produjimos una serie de aleaciones de titanio ajustando los niveles de adición de CP-Ti y/o Fe2O3 (Tabla complementaria 1) y llevamos a cabo pruebas de tracción de las aleaciones recientemente desarrolladas exactamente en las mismas condiciones que Ti-6Al-4V. En contraste con Ti-6Al-4V en este trabajo (Fig. 1c), una respuesta mecánica sorprendente de las aleaciones recientemente desarrolladas es la excepcional ductilidad uniforme tanto en dirección vertical como horizontal (Fig. 3a, b). Observamos que el cambio de combinaciones resistencia-ductilidad no conlleva la pérdida de una respuesta mecánica uniforme. A diferencia de la sabiduría convencional que normalmente utiliza un solo aditivo, el enfoque de aditivo binario que adoptamos aquí ofrece más libertad para adaptar las propiedades mecánicas en un amplio rango: un límite elástico de 831,4 ± 2,7 MPa a 1220,8 ± 6,5 MPa y un alargamiento hasta la falla de 26,7 ± 0,6 % a 13,7 ± 0,9 % – simplemente ajustando el nivel de adición de cada aditivo. Por ejemplo, podemos lograr una resistencia muy alta, comparable o incluso superior a la reportada para Ti-6Al-4V fabricado con L-PBF y L-PBF más tratamiento térmico (L-PBF + HT), pero aún así con mayor ductilidad (por ejemplo, aleaciones 25Ti-0.50O y 25Ti-0.25O en la Fig. 3c). Además, al disminuir Fe2O3 o aumentar el nivel de adición de CP-Ti (es decir, las aleaciones 50Ti-0.50O, 50Ti-0.25O y 75Ti-0.25O en la Fig. 3c), podemos obtener una excelente ductilidad superior al 20%, que es duplicar el requisito mínimo de Ti−6Al−4V recomendado para aplicaciones estructurales críticas (es decir, 10%)24. En general, las propiedades de tracción de nuestras aleaciones no sólo superan ampliamente a las de las Ti-6Al-4V fabricadas convencionalmente (por ejemplo, recocidas en fábrica, tratadas con solución y envejecidas)36, sino que también amplían significativamente el límite actual de resistencia-ductilidad reportado para Ti−6Al−4V por L-PBF (sin24,29,37,38,39 y con tratamiento térmico adicional37,38,39,40,41), compuesto basado en Ti−6Al−4V por L-PBF30, basado en haz de electrones fusión de lecho de polvo (EB-PBF)42 (Nota complementaria 4) y deposición de energía dirigida (DED)43. Cabe señalar que el objetivo principal de este estudio es demostrar la viabilidad de nuestra estrategia de diseño para desarrollar aleaciones adaptadas a los procesos de AM. Por lo tanto, nuestro trabajo experimental en los niveles de adición seleccionados de CP-Ti (25 % en peso, 50 % en peso y 75 % en peso) y Fe2O3 (0,25 % en peso y 0,50 % en peso) es simplemente un ejemplo de nuestra práctica de diseño de aleaciones. Se puede lograr una amplia variedad de otras composiciones de aleaciones y propiedades mecánicas ajustando los niveles de adición de CP-Ti y/o Fe2O3.

a Curvas tensión-deformación en ingeniería de tracción a lo largo de las direcciones vertical y horizontal, lo que indica propiedades de tracción uniformes. b El alargamiento hasta la falla de Ti-6Al-4V y las aleaciones recientemente desarrolladas a lo largo de las direcciones vertical y horizontal. La desviación significativa de los datos de Ti−6Al−4V de la línea naranja indica un alto grado de dispersión en la ductilidad. Las barras de error representan la desviación estándar de la media. c Comparación de las propiedades de tracción de nuestras aleaciones con las de Ti-6Al-4V (y compuesto basado en Ti-6Al-4V) fabricadas por L-PBF (tanto en estado construido como tratado térmicamente), deposición de energía dirigida (DED ) y fusión en lecho de polvo basada en haz de electrones (EB-PBF).

Para comprender mejor las excepcionales propiedades mecánicas uniformes, llevamos a cabo caracterizaciones elementales y microestructurales detalladas. Las aleaciones recientemente desarrolladas muestran distribuciones elementales altamente homogéneas de Al y V sin ninguna macrosegregación (Figura complementaria 7). Además, al igual que el análisis microestructural anterior de Ti-6Al-4V, nuestras caracterizaciones de difracción de retrodispersión de electrones (EBSD) (Figura complementaria 8), tomografía computarizada de microenfoque (Micro-CT) (Figura complementaria 9) y SEM (Figura complementaria 10) Descartar la posibilidad de porosidad y grano columnar como fuentes potenciales de falta de homogeneidad mecánica en las aleaciones recientemente desarrolladas. En contraste con Ti-6Al-4V, nuestras aleaciones recientemente desarrolladas muestran microestructuras laminares uniformes (α + β) desde la región inferior hasta la superficie superior (Fig. 1d y Fig. 11 complementaria). Tal uniformidad microestructural elimina el origen más plausible de la falta de homogeneidad mecánica como se observa en Ti-6Al-4V en este trabajo y otros estudios (Nota complementaria 4).

Para obtener una visión más profunda de la formación de microestructuras laminares (α + β) en la superficie superior de las aleaciones recientemente desarrolladas, realizamos la simulación cinética de la descomposición de martensita utilizando el software DICTRA (DIffusion-Controlled TRAnsformation) (Métodos). La simulación se basa en el proceso experimental L-PBF, en el que la capa fusionada superior que no experimenta ningún recalentamiento por láser se enfría después de la transformación martensítica (Figuras complementarias 12a, b). En el caso de Ti-6Al-4V, se retuvo la martensita α' (Fig. 1b) porque la descomposición de la martensita requiere suficiente ciclo térmico y tiempo. Por el contrario, la aleación recientemente desarrollada exhibe una importante partición por difusión del Fe al enfriarse. Es evidente que el Fe muestra una tendencia a la partición mucho más fuerte en la fase β que el V (Figuras complementarias 12c-e) debido a su difusividad significativamente alta (Figura complementaria 13). Una partición de difusión tan rápida del Fe, junto con el fuerte efecto estabilizador β, es esencial para formar la fase β, lo que conduce a las microestructuras laminares (α + β). Por otro lado, se encuentra que los estabilizadores α Al y O se acumulan en la fase α' a medida que avanza el proceso de enfriamiento (Figuras complementarias 14a, b). La partición dinámica de elementos de Fe, V, Al y O está en línea con la conclusión extraída de la caracterización de APT por Haubrich et al.27.

Observamos la microestructura laminar (α + β) en la aleación seleccionada recientemente desarrollada (50Ti − 0,50 O) utilizando microscopía electrónica de transmisión (TEM) (Figuras complementarias 15a, b). Las imágenes STEM-EDS revelan claramente que la fase β está enriquecida tanto en Fe como en V mientras que está agotada en Al (Figura complementaria 15c). También realizamos un análisis de composición mediante tomografía con sonda atómica (APT) (Fig. 4 y video complementario 1). Se observa que el aumento del nivel de dopaje con Fe2O3 conduce a la transición de la película β discontinua a una fase β continua y relativamente espesa (Fig. 4a, b). La relación de partición del elemento K −1, que se derivó de los histogramas de proximidad de APT (Fig. 4c, d), muestra que Fe tiene relaciones de partición mucho más altas que V (Fig. 4e), lo que indica una tendencia de partición mucho más fuerte de Fe en el β. fase. Esto está en línea con las expectativas de nuestra simulación DICTRA (Figuras complementarias 12c-e) y otros trabajos experimentales en Ti-6Al-4V27. Además, las concentraciones de Fe en la fase β están en el rango de 6,5 - 8,6 %. Estos valores son cercanos a los informados para Ti-6Al-4V27 tratado térmicamente después de AM, lo que indica que el Fe casi podría alcanzar su estado de equilibrio en la fase β. El análisis elemental respalda además que la relación de partición más rápida del Fe permite la formación in situ de microestructuras laminares (α + β) durante la fabricación.

a, b Reconstrucción 3D (también en la película complementaria 1) de la distribución de Fe en las muestras con diferentes niveles de adición de Fe2O3 (A, 50Ti−0,25O, B, 50Ti−0,50O). c, d Histogramas de proximidad a través de la fase β en (a) (marcado con un ciclo discontinuo negro) y (b) (marcado con un rectángulo discontinuo negro) que muestran el enriquecimiento (Fe y V) y el agotamiento (O y Al) de elementos de aleación en la Fase β. e La relación de partición de elementos K−1 (que se define por Cβ/Cα, donde Cβ es la concentración dentro de las características enriquecidas y Cα fuera de estas regiones) de Fe, V, Al y O derivada de los datos de APT. Tenga en cuenta que las relaciones de partición altas sugieren una fuerte acumulación de un elemento en estas regiones, mientras que K-1 <1 indica un agotamiento elemental. Se puede ver que Fe muestra tasas de partición mucho más altas que V. Las barras de error indican la desviación estándar de la media.

Promover la descomposición in situ de la martensita α′ a través del control del proceso ofrece un camino hacia el Ti-6Al-4V24 de alto rendimiento. Sin embargo, esta estrategia puede no ser aplicable a componentes con tamaño pequeño y/o geometría compleja porque la historia térmica que experimenta el material depende en gran medida del tamaño y la geometría. Para demostrar la aplicabilidad de nuestro enfoque, fabricamos además componentes geométricamente complejos con diferentes tamaños (Figuras complementarias 16a, b). El examen microestructural valida microestructuras laminares homogéneas (α + β) en lugar de martensita α ′ acicular incluso en la parte reducida (Figura complementaria 16c, d), que contrasta con la hecha de Ti-6Al-4V por L-PBF21. Esta observación confirma que nuestro enfoque permite la fabricación de componentes geométricamente complejos pero con microestructuras uniformes (α + β).

En este trabajo, hemos diseñado y fabricado aditivamente una serie de aleaciones de titanio que poseen propiedades de tracción excepcionales sin una falta de homogeneidad mecánica notable. Hemos demostrado que la falta de homogeneidad de fase típica e indeseada en las aleaciones de titanio, que está asociada con los ciclos térmicos inherentes a la AM, se puede eliminar mediante un diseño racional de la aleación. La clave de nuestro enfoque radica en la partición de elementos de aleación en descomposición de fases, que es una característica común de las transformaciones de fases de estado sólido en materiales metálicos44,45. Esperamos que las aleaciones de titanio recientemente desarrolladas puedan ser materiales candidatos en aplicaciones donde se exigen aleaciones de titanio con propiedades mecánicas uniformes. Esto requiere una evaluación exhaustiva de otras propiedades mecánicas (como las propiedades de fatiga y la resistencia a la fluencia) y la resistencia a la corrosión (Nota complementaria 2). Además, a diferencia de estudios anteriores, que se han centrado principalmente en el refinamiento del grano (mediante el diseño de aleaciones) y/o el control de defectos (mediante la optimización del procesamiento), nuestro trabajo demuestra que abordar la heterogeneidad de fases es de igual, si no mayor, importancia para lograr el resultado deseado. propiedades mecánicas uniformes. Dado que la heterogeneidad de fases debida al ciclo térmico de estado sólido se ha informado en una amplia variedad de materiales metálicos fabricados con diferentes tecnologías de fabricación aditiva12,46,47,48,49, creemos que nuestra estrategia de diseño puede ayudar al desarrollo de otras aleaciones metálicas. específicamente para AM con propiedades mecánicas uniformes.

Los polvos Ti−6Al−4V ELI (Grado 23, SLM Solutions Group AG, Alemania) y CP−Ti (Grado 1, Advanced Powders and Coatings, Canadá) utilizados en este trabajo tienen forma esférica, ambos con un rango de tamaño de partícula de 20− 63 µm. Las partículas de óxido de hierro (III) (Fe2O3) (Sigma-Aldrich, Alemania) tienen un tamaño de partícula inferior a 5 μm. El precio unitario de las partículas de Fe2O3 es mucho menor que el de los polvos de Ti-6Al-4V y CP-Ti.

Para preparar la materia prima para L-PBF, primero se midieron cargas superficiales de Ti-6Al-4V, CP-Ti y Fe2O3 en agua desionizada utilizando un Malvern Zetasizer (ZS90, Malvern Instruments, Reino Unido). Se encuentra que los polvos de Ti-6Al-4V producen un alto potencial zeta positivo de 53,50 ± 0,54 mV, mientras que el potencial zeta medido de las partículas de Fe2O3 es relativamente bajo, con un valor de 9,12 ± 0,18 mV. Por el contrario, los polvos de CP-Ti están cargados negativamente con un potencial zeta de –17,97 ± 1,94 mV. La secuencia de adsorción se basa en la medición del potencial zeta. Debido a que los polvos de Ti-6Al-4V y CP-Ti tienen cargas opuestas (Fig. 2a), los polvos de Ti-6Al-4V con carga positiva se mezclaron primero en la solución que contenía 8 mg mL-1 de poli (4-estireno sulfonato de sodio) ( PSS, peso molecular medio: Mw = ~ 70.000, polvo, Aldrich) que muestra cargas negativas. Se adsorbió una monocapa del polianión y, por tanto, se invirtieron las cargas superficiales de los polvos de Ti-6Al-4V. Después de enjuagarlos con agua desionizada (el objetivo del enjuague era eliminar el PSS ligeramente adsorbido de los polvos), los polvos de Ti-6Al-4V junto con los polvos de CP-Ti (ambos muestran una carga negativa) se sumergieron en 8 mg cargados positivamente. mL-1 solución de poli(cloruro de dialildimetilamonio) (PDDA, peso molecular promedio: Mw = 200 000–350 000, 20 % en peso en H2O, Aldrich). Nuevamente, la adsorción de la monocapa de PDDA provocó la inversión de la carga superficial. Este proceso se repitió de modo que tanto el polvo de Ti-6Al-4V como el de CP-Ti quedaran cargados negativamente debido a la adsorción de la monocapa de PSS (Fig. 2a). Finalmente, los polvos lavados de Ti-6Al-4V y CP-Ti se mezclaron en la suspensión de Fe2O3 de color rojo (el líquido utilizado para suspender las partículas de Fe2O3 es agua desionizada). Después de agitar durante 30 minutos, se produjo la sedimentación, es decir, las potencias que mostraban el color rojo se depositaron en el fondo del vaso y dejaron una capa transparente de líquido arriba (Fig. 2c), lo que indica una dispersión exitosa de las partículas de Fe2O3 en el polvos de titanio. Después de retirar el líquido, los polvos se secaron en una estufa de secado al vacío (Labec, Australia) durante más de 10 h. Después de la preparación de la materia prima, las mezclas de polvo se caracterizaron mediante microscopía de emisión de barrido (SEM, JEOL JSM-6610, Japón) equipada con espectroscopía de rayos X de dispersión de energía (EDS).

Con fines de comparación, también se prepararon mezclas de polvos mediante mezclado mecánico. Los polvos de Ti-6Al-4V y CP-Ti con partículas de Fe2O3 al 0,5% en peso se mezclaron utilizando un mezclador agitador tubular (Willy A. Bachofen AG, Suiza) durante 60 minutos.

La fusión del lecho de polvo con láser se realizó en una máquina SLM®125HL (SLM Solutions Group AG, Alemania) equipada con un láser de fibra IPG de longitud de onda de 1.060 nm (potencia láser máxima de 400 W y un tamaño de punto láser de 80 µm). Antes del L-PBF, la placa de sustrato de titanio se precalentaba hasta 200 oC en una atmósfera de argón de alta pureza (99,997%). L-PBF se llevó a cabo cuando el nivel de oxígeno se redujo por debajo del 0,02% en volumen. La optimización de los parámetros se realizó utilizando polvos de Ti-6Al-4V, con el objetivo de lograr una densidad muy alta e interrumpir los granos columnares. Se adoptó la estrategia de escaneo de "meandro" con un ángulo de escaneo inicial de 45° y una rotación de 67° entre cada capa. El tiempo de construcción de cada capa (tiempo de exposición y tiempo de recubrimiento) se mantuvo constante en 15 s. En la figura complementaria 17 se proporciona una ilustración esquemática de la estrategia de escaneo. Los parámetros de procesamiento refinados fueron una potencia de láser de 350 W, una velocidad de escaneo de 1400 mm s-1, un espesor de capa de 30 µm y un espaciado de sombreado de 120 µm.

Tanto para Ti-6Al-4V como para las aleaciones recientemente desarrolladas, se construyeron piezas de titanio con una dimensión de 40 mm (largo) × 10 mm (ancho) × 40 mm (alto) con una estructura de soporte de 2 mm sobre una superficie de 50 mm × 50. Placa de sustrato de titanio de mm. Para cada composición, se construyeron simultáneamente dos piezas de titanio sobre la placa de sustrato, de modo que las historias térmicas de estas piezas encontradas durante el L-PBF fueran esencialmente las mismas. Las composiciones químicas de las aleaciones recientemente desarrolladas se midieron mediante espectroscopia de emisión atómica de plasma acoplado inductivamente (ICP-AES) para elementos metálicos y mediante análisis de combustión LECO para elementos no metálicos, como se enumera en la Tabla complementaria 1.

Para las pruebas de tracción, se mecanizaron muestras de tracción en forma de hueso de perro con dimensiones de calibre de 10 mm (largo) × 2,5 mm (ancho) × 2 mm (espesor) a partir de las piezas construidas a lo largo de las direcciones vertical y horizontal mediante mecanizado por descarga eléctrica ( Insertado en la Fig. 1c). La geometría de la muestra de tracción fue adoptada de la ref. 50. Las muestras de tracción se marcaron cuidadosamente para realizar un seguimiento de su ubicación en las piezas construidas. Antes de las pruebas de tracción, las muestras de tracción se pulieron mecánicamente hasta un tamaño de grano de 4000 para eliminar la rugosidad de la superficie posterior al mecanizado. Las pruebas de tracción a temperatura ambiente se llevaron a cabo en una máquina de prueba universal electromecánica (Modelo 5584, Instron Inc., EE. UU.) equipada con una celda de carga de 10 kN a una velocidad de deformación constante de 0,001 s-1. La evolución de la deformación de las muestras de tracción se siguió utilizando un extensómetro de video sin contacto Instron AVE2 (Instron Inc., EE. UU.) con una velocidad de datos de 490 Hz y una resolución de 0,5 μm en la dimensión axial. Se probaron seis muestras para cada grupo. Después de la prueba de tracción, la superficie de la fractura se analizó utilizando un SEM (JEOL JSM-6610, Japón).

Para el análisis de fase, se cortaron muestras de diferentes ubicaciones a lo largo de la dirección de construcción de las piezas fabricadas y se pulieron mecánicamente usando una suspensión Struers OP-S que contenía un 20 % en volumen de H2O2 durante 30 minutos sin ningún grabado químico. La microestructura se caracterizó en modo de electrones retrodispersados ​​(BSE) utilizando un sistema FEI Scios Dual Beam (Thermo Fisher Scientific Inc., EE. UU.) equipado con un detector concéntrico retrodispersado (CBS) con un voltaje de aceleración de 3 kV, corriente de sonda de 1,6 nA y 5,5 mm. distancia de trabajo. Para el mapeo SEM-EDS de piezas fabricadas, las muestras preparadas para el análisis de fase se caracterizaron utilizando un SEM (JEOL JSM-6610, Japón).

El análisis de difracción de rayos X (DRX) se realizó en un difractómetro de rayos X D8 ADVANCE (Bruker, Alemania) (fuente de radiación de Cu) operado a 40 kV y 40 mA con un tamaño de paso de 0,02°.

Se realizó una tomografía computarizada con microenfoque (Micro-CT) en las muestras de tracción después de la prueba de tracción utilizando un sistema Micro-CT (diondo d2, Alemania), con una resolución espacial de 4 μm. La caracterización por micro-CT se llevó a cabo en las regiones de agarre y calibre de las muestras, lo que permitió la observación directa de la distribución de la porosidad tanto en el estado construido como en el estado posterior a la prueba. También se caracterizaron partes seleccionadas de la muestra horizontal con una resolución espacial de 2 μm.

Las muestras para la caracterización de EBSD se molieron y pulieron mecánicamente usando una suspensión Struers OP-S que contenía 20 % en volumen de H2O2 durante 30 minutos. El electropulido final se llevó a cabo a temperatura ambiente utilizando un voltaje de 20 V durante 240 s en electrolito Struers A3. La caracterización de EBSD se realizó en un SEM (JEOL JSM-7800F, Japón) con un tamaño de paso de 0,3 μm. Los datos de EBSD se analizaron utilizando el software OIM Analysis 7.3. La estructura del grano β anterior se reconstruyó utilizando el paquete de software ARPGE51.

Las muestras para observaciones con microscopio electrónico de transmisión (TEM) se prepararon utilizando un sistema FEI Scios Dual Beam (Thermo Fisher Scientific Inc., EE. UU.). La caracterización de TEM se realizó en un TEM FEI Tecnai G2 F20 (Thermo Fisher Scientific Inc., EE. UU.) operado a un voltaje de aceleración de 200 kV tanto en modo TEM como en modo TEM de escaneo (STEM).

Las distribuciones elementales a nanoescala en las piezas fabricadas se analizaron mediante tomografía con sonda atómica (APT) utilizando una sonda atómica con electrodo local CAMECA LEAP 4000X SI. Las muestras para la caracterización de APT se prepararon utilizando un haz de iones enfocado de doble haz Zeiss Auriga (FIB, Carl Zeiss Microscopy, Alemania), con procedimientos estándar de extracción de FIB52. Los datos se adquirieron en un alto vacío de 2 × 10-11 torr, a una temperatura de la muestra de 40 K, una frecuencia de repetición de pulso de 200 kHz y una energía de láser UV de 40 pJ. Los datos de APT se reconstruyeron utilizando un software de análisis y visualización integrado CAMECA (IVAS 3.8.2) (CAMECA Scientific Instruments, EE. UU.), con un método de perfil de punta en referencia a la imagen SEM de cada punta.

Para evaluar la resistencia a la corrosión, se realizaron mediciones electroquímicas de las muestras seleccionadas hechas de 25Ti-0,25O y 25Ti-0,50O a temperatura ambiente en una solución de NaCl al 3,5% en peso. También se probó Ti-6Al-4V como material de referencia. Todas las mediciones electroquímicas se realizaron en un potenciostato (PARSTAT® 2273 Princeton, Applied Research, EE. UU.) con una celda convencional de tres electrodos que incorpora un contraelectrodo de lámina de platino y un electrodo de referencia de calomelanos saturados. Las superficies de la muestra (con un área de 1,2 cm2) se pulieron mecánicamente hasta un tamaño de grano de 4000 antes de realizar la prueba y sirvieron como electrodo de trabajo. El potencial de circuito abierto (OCP) de cada muestra se registró durante 2 h, seguido de espectroscopia de impedancia electroquímica (EIS) y polarización potenciodinámica (PDP) durante la medición electroquímica. La EIS se llevó a cabo con un rango de frecuencia entre 10 −2 Hz y 105 Hz utilizando una señal perturbadora sinusoidal de 10 mV. El análisis de los datos del EIS se realizó utilizando un software ZView. La medición de PDP se llevó a cabo a una velocidad de exploración de 1 mV s-1, en el rango de potencial de -250 mV frente a OCP, y se completó a +5000 mV frente a OCP. Se tomaron tres mediciones repetibles de cada grupo de muestra.

Para Ti-6Al-4V, la superficie superior de la pieza producida con L-PBF no experimentó ningún recalentamiento por láser ni ciclos térmicos muy limitados. Por lo tanto, se retuvo la martensita α' y se formó la heterogeneidad de fase en Ti-6Al-4V. De acuerdo con nuestra estrategia de diseño, se espera que, en las aleaciones recientemente desarrolladas, se produzca un nivel significativo de partición de Fe en la superficie superior durante el enfriamiento y la fracción de la fase β aumente a través de la partición de Fe a través de la superficie α′/ interfaz β, lo que conduce al desarrollo de microestructuras laminares (α + β). Para evaluar cualitativamente la posibilidad de formación in situ de microestructuras laminares (α + β), se realizó una simulación cinética utilizando el software DICTRA. Antes de la simulación, se deben determinar dos datos clave: la temperatura inicial de martensita Ms de las aleaciones recién diseñadas y el perfil de enfriamiento que experimentó la superficie superior por debajo de Ms.

La temperatura inicial de martensita Ms de la aleación recién diseñada se calculó basándose en la teoría de nucleación de martensita heterogénea desarrollada por Olson y Cohen53,54,55. Según esta teoría, la condición crítica para que la martensita se nucle esté dada por:

donde ΔGchem es la fuerza impulsora química, ΔGmech es la fuerza impulsora mecánica y el término (ΔGchem + ΔGmech) denota la fuerza impulsora total. El término del lado derecho representa la fuerza impulsora crítica para la nucleación de martensita (ΔGcrit), que incluye el término de trabajo por fricción dependiente de la composición (Wf) y un término de potencia de nucleación (G0).

Para la martensita formada por enfriamiento, la fuerza impulsora para la transformación martensítica proviene únicamente de la contribución química56,57 y, por lo tanto, la ecuación. (1) se convierte en:

En la ecuación. (2), la fuerza impulsora química (ΔGchem) viene dada por:

donde Gm(α) y Gm(β) son la energía molar de Gibbs de las fases α y β, respectivamente. ΔGchem se determinó utilizando la base de datos TiGen (Genoma de titanio)58. La fuerza impulsora crítica para la nucleación de martensita se expresa por:

donde Ki es la fuerza atérmica del soluto i y xi es la fracción atómica del soluto i. La temperatura a la que la fuerza impulsora crítica es igual a la fuerza impulsora química corresponde a la temperatura Ms:

Cabe señalar que la base de datos de TiGen no incluye oxígeno. Dado que el Fe reduce la temperatura de Ms59 mientras que el O la eleva60, las composiciones de aleaciones sin adición de Fe2O3 podrían usarse para una estimación aproximada de las temperaturas de Ms. Los valores de Ms calculados se enumeran en la Tabla complementaria 2. Estos valores son más altos que la temperatura de Ms generalmente aceptada para Ti-6Al-4V (~800 °C61) y más bajos que la de CP-Ti (860 °C para CP- de Grado 2). Ti62), indicando una estimación razonable de la temperatura de Ms en este trabajo.

La vía de enfriamiento que siguió la superficie superior después de la fabricación no se puede medir fácilmente. Por lo tanto, se realizó una simulación multifísica de pista única de L-PBF (Figura complementaria 11a) para obtener la curva de enfriamiento para el cálculo DICTRA posterior. Esta simulación se basó en el marco del método de volúmenes finitos (FVM) en el software comercial Flow-3D63. Las propiedades termofísicas de la aleación 50Ti-0,50O utilizada en la simulación se calcularon utilizando el software Thermo-Calc con la base de datos TCTI3, como se enumera en la Tabla complementaria 3. Los parámetros de procesamiento de L-PBF para la simulación fueron una potencia de láser de 350 W, 1400 mm s- 1 velocidad de escaneo y espesor de capa de 30 μm, que es el mismo que el utilizado en el trabajo experimental.

La simulación DICTRA se realizó utilizando el software Thermo-Calc implementado con la base de datos TCTI3 y MOBTI4. La celda de simulación inicial consta de una microestructura (α′+β) donde el espesor de α′ y β es de 1000 nm y 10 nm, respectivamente. Las fases constituyentes y sus tamaños para la simulación se basan en el resultado experimental informado anteriormente27. La composición inicial de la celda de simulación se calculó en función de la aleación 50Ti-0,50O diseñada utilizando las composiciones químicas de las potencias de Ti-6Al-4V y CP-Ti, así como un nivel de adición de Fe2O3 del 0,50% en peso, que se proporcionan en la Tabla complementaria 1. Dado que la temperatura de la placa de sustrato de titanio se mantuvo a 200 °C durante la fabricación y que la temperatura de la pieza fabricada podía elevarse por encima de 500 °C debido al aporte de energía24, se supuso que el perfil de enfriamiento de la superficie superior en la simulación comience desde la temperatura Ms hasta 500 ° C y luego se mantenga a 500 ° C hasta 100 s (Figura complementaria 11b).

Los datos que respaldan los hallazgos de este estudio están disponibles previa solicitud del autor correspondiente.

Todos los códigos relacionados están disponibles a pedido de los autores correspondientes.

Herzog, D., Seyda, V., Wycisk, E. y Emmelmann, C. Fabricación aditiva de metales. Acta Mater. 117, 371–392 (2016).

Artículo ADS CAS Google Scholar

DebRoy, T. y col. Fabricación aditiva de componentes metálicos: proceso, estructura y propiedades. Prog. Madre. Ciencia. 92, 112-224 (2018).

Artículo CAS Google Scholar

Eckel, ZC y col. Fabricación aditiva de cerámicas derivadas de polímeros. Ciencia 351, 58–62 (2016).

Artículo ADS CAS PubMed Google Scholar

Pham, MS, Liu, C., Todd, I. y Lertthanasarn, J. Materiales arquitectónicos tolerantes a daños inspirados en la microestructura cristalina. Naturaleza 565, 305–311 (2019).

Artículo ADS CAS PubMed Google Scholar

Wang, YM y cols. Aceros inoxidables jerárquicos fabricados aditivamente con alta resistencia y ductilidad. Nat. Madre. 17, 63–71 (2018).

Artículo ADS CAS PubMed Google Scholar

Kürnsteiner, P. et al. Acero Damasco de alta resistencia mediante fabricación aditiva. Naturaleza 582, 515–519 (2020).

Artículo ADS PubMed CAS Google Scholar

Zhang, T. y col. Diseño in situ de aleación avanzada de titanio con modulaciones de concentración mediante fabricación aditiva. Ciencia 374, 478–482 (2021).

Artículo ADS CAS PubMed Google Scholar

Hou, H. y col. Materiales elastocalóricos de alto rendimiento resistentes a la fatiga fabricados mediante fabricación aditiva. Ciencia 366, 1116-1121 (2019).

Artículo ADS CAS PubMed Google Scholar

Cunningham, R. y col. Umbral de ojo de cerradura y morfología en la fusión por láser revelados por imágenes de rayos X de ultra alta velocidad. Ciencia 363, 849 (2019).

Artículo ADS CAS PubMed Google Scholar

Martín, JH y cols. Impresión 3D de aleaciones de aluminio de alta resistencia. Naturaleza 549, 365–369 (2017).

Artículo ADS CAS PubMed Google Scholar

Zhang, D. y col. Fabricación aditiva de aleaciones de titanio de alta resistencia y grano ultrafino. Naturaleza 576, 91–95 (2019).

Artículo ADS CAS PubMed Google Scholar

Mukherjee, T. y col. Variación espacial y temporal de la dureza de una pieza de acero impresa. Acta Mater. 209, 116775 (2021).

Artículo CAS Google Scholar

Collins, PC, Brice, DA, Samimi, P., Ghamarian, I. y Fraser, HL Control microestructural de materiales metálicos fabricados aditivamente. Año. Rev. Mater. Res. 46, 63–91 (2016).

Artículo ADS CAS Google Scholar

Kirka, MM, Nandwana, P., Lee, Y. & Dehoff, R. Ciencias de la solidificación y transformación del estado sólido en la fabricación aditiva de metales. scr. Madre. 135, 130-134 (2017).

Artículo CAS Google Scholar

Liu, SY & Shin, YC Fabricación aditiva de aleación Ti6Al4V: una revisión. Madre. Des. 164, 1–28 (2019).

Artículo CAS Google Scholar

Pollock, TM, Clarke, AJ & Babu, SS Diseño y adaptación de aleaciones para fabricación aditiva. Metal. Madre. Trans. R. 51, 6000–6019 (2020).

Artículo CAS Google Scholar

Lewandowski, JJ y Seifi, M. Fabricación aditiva de metales: una revisión de las propiedades mecánicas. Año. Rev. Mater. Res. 46, 151–186 (2016).

Artículo ADS CAS Google Scholar

Tan, QY y cols. Tratamiento de inoculación de una aleación de aluminio 2024 fabricada aditivamente con nanopartículas de titanio. Acta Mater. 196, 1-16 (2020).

Artículo ADS CAS Google Scholar

Bermingham, MJ, StJohn, DH, Krynen, J., Tedman-Jones, S. y Dargusch, MS Promoción de la transición columnar a equiaxial y el refinamiento de grano de aleaciones de titanio durante la fabricación aditiva. Acta Mater. 168, 261–274 (2019).

Artículo ADS CAS Google Scholar

Ng, CH, Bermingham, MJ, Yuan, L. y Dargusch, MS Hacia aleaciones de titanio fabricadas aditivamente y libres de defectos β mediante la promoción de la transición columnar a equiaxial y el refinamiento del grano. Acta Mater. 224, 117511 (2022).

Artículo CAS Google Scholar

Barriobero-Vilá, P. et al. Mapeo de la geometría de Ti-6Al-4V: desde la descomposición de martensita hasta la esferoidización localizada durante la fusión selectiva por láser. scr. Madre. 182, 48–52 (2020).

Artículo CAS Google Scholar

Kelly, S. y Kampe, S. Evolución microestructural en construcciones multicapa de Ti-6Al-4V depositadas con láser: Parte I. Caracterización microestructural. Metal. Madre. Trans. R. 35, 1861–1867 (2004).

Artículo de Google Scholar

Simonelli, M., Tse, YY y Tuck, C. La formación de una microestructura α+β en la fusión por láser selectiva de Ti-6Al-4V. J. Mater. Res. Rev. 29, 2028-2035 (2014).

Artículo ADS CAS Google Scholar

Xu, W. y col. Fabricación aditiva de Ti-6Al-4V fuerte y dúctil mediante fusión selectiva por láser mediante descomposición de martensita in situ. Acta Mater. 85, 74–84 (2015).

Artículo CAS Google Scholar

Barriobero-Vilá, P. et al. Inducción de microestructuras α + β estables durante la fusión selectiva con láser de Ti-6Al-4V mediante tratamientos térmicos intrínsecos intensificados. Materiales 10, 1 a 15 (2017).

Artículo CAS Google Scholar

Moridi, A. et al. Mecanismos de deformación y falla del Ti-6Al-4V construido mediante fusión selectiva por láser. Madre. Ciencia. Ing. A. 768, 138456 (2019).

Artículo CAS Google Scholar

Haubrich, J. y col. El papel de los defectos de la red, la partición de elementos y los efectos del calor intrínseco en la microestructura en Ti-6Al-4V fundido con láser selectivo. Acta Mater. 167, 136-148 (2019).

Artículo ADS CAS Google Scholar

Beese, AM & Carroll, BE Revisión de las propiedades mecánicas del Ti-6Al-4V fabricado mediante fabricación aditiva basada en láser utilizando materia prima en polvo. JOM 68, 724–734 (2016).

Artículo CAS Google Scholar

Xu, W., Lui, EW, Pateras, A., Qian, M. y Brandt, M. Microestructura de adaptación in situ en Ti-6Al-4V fabricado aditivamente para un rendimiento mecánico superior. Acta Mater. 125, 390–400 (2017).

Artículo ADS CAS Google Scholar

Vrancken, B., Thijs, L., Kruth, JP y Van Humbeeck, J. Microestructura y propiedades mecánicas de un nuevo compuesto metálico de beta titanio mediante fusión selectiva con láser. Acta Mater. 68, 150-158 (2014).

Artículo ADS CAS Google Scholar

Aboulkhair, NT y cols. Impresión 3D de aleaciones de aluminio: fabricación aditiva de aleaciones de aluminio mediante fusión selectiva por láser. Prog. Madre. Ciencia. 106, 100578 (2019).

Artículo CAS Google Scholar

Collings, EW La metalurgia física de las aleaciones de titanio, Sociedad Estadounidense de Metales, 34–35 (1984).

Alabort, E. et al. Aleaciones por diseño: aplicación a aleaciones de titanio para una superplasticidad óptima. Acta Mater. 178, 275–287 (2019).

Artículo ADS CAS Google Scholar

Chong, Y. et al. Bases mecanicistas de la sensibilidad al oxígeno en titanio. Ciencia. Adv. 6, eabc4060 (2020).

Artículo ADS CAS PubMed PubMed Central Google Scholar

Decher, G. Nanoensamblajes difusos: hacia multicompuestos poliméricos en capas. Ciencia 277, 1232–1237 (1997).

Artículo CAS Google Scholar

Donachie, M. Titanium: una guía técnica, segunda edición (ASM International, Materials Park, Ohio, 2000).

Sabban, R., Bahl, S., Chatterjee, K. & Suwas, S. Globularización mediante tratamiento térmico en Ti-6Al-4V fabricado aditivamente para alta resistencia y tenacidad. Acta Mater. 162, 239–254 (2019).

Artículo ADS CAS Google Scholar

Zhang, D. y col. Efecto del tratamiento térmico sobre el comportamiento a la tracción del Ti-6Al-4V fundido con láser selectivo mediante caracterización de rayos X in situ. Acta Mater. 189, 93-104 (2020).

Artículo ADS CAS Google Scholar

Becker, TH, Dhansay, NM, Ter Haar, GM y Kim, V. Las tasas de crecimiento de grietas por fatiga cercanas al umbral de la fusión de lecho de polvo con láser produjeron Ti-6Al-4V. Acta Mater. 197, 269–282 (2020).

Artículo ADS CAS Google Scholar

Kumar, P., Prakash, O. y Ramamurty, U. Microestructuras y mesoestructuras y su influencia en las propiedades mecánicas del Ti-6Al-4V fundido selectivamente con láser. Acta Mater. 154, 246–260 (2018).

Artículo ADS CAS Google Scholar

Kumar, P. y Ramamurty, U. Optimización microestructural mediante tratamiento térmico para mejorar la tenacidad a la fractura y la resistencia al crecimiento de grietas por fatiga de una aleación selectiva de Ti-6Al-4V fundida con láser. Acta Mater. 169, 45–49 (2019).

Artículo ADS CAS Google Scholar

Tan, XP y col. Microestructura graduada y propiedades mecánicas del Ti-6Al-4V fabricado aditivamente mediante fusión por haz de electrones. Acta Mater. 97, 1-16 (2015).

Artículo ADS CAS Google Scholar

Carroll, BE, Palmer, TA y Beese, AM Comportamiento de tracción anisotrópico de componentes de Ti-6Al-4V fabricados con fabricación aditiva por deposición de energía dirigida. Acta Mater. 87, 309–320 (2015).

Artículo CAS Google Scholar

Pereloma, EV, Miller, MK y Timokhina, IB Sobre la descomposición de la martensita durante el endurecimiento por cocción de aceros de plasticidad inducida por transformación procesados ​​termomecánicamente. Metal. Madre. Trans. R. 39, 3210–3216 (2008).

Artículo CAS Google Scholar

Banerjee, S. & Mukhopadhyay, P. Transformaciones de fase: ejemplos de aleaciones de titanio y circonio. (Elsevier, Oxford, 2007).

Kürnsteiner, P. et al. Control de nanoprecipitados núcleo-cubierta térmicamente estables en aleaciones Al-Sc-Zr fabricadas aditivamente. Añadir. Fabricante. 32, 100910 (2020).

Google Académico

Sun, SH y cols. Dependencia de la dirección de construcción de la microestructura y la propiedad de tracción a alta temperatura de la aleación Co-Cr-Mo fabricada mediante fusión con haz de electrones. Acta Mater. 64, 154-168 (2014).

Artículo ADS CAS Google Scholar

Tian, ​​T. y col. Racionalización de la heterogeneidad de la microestructura en construcciones INCONEL 718 realizadas mediante el proceso de fabricación aditiva por láser directo. Metal. Madre. Trans. R. 45, 4470–4483 (2014).

Artículo CAS Google Scholar

Krakhmalev, P., Yadroitsava, I., Fredriksson, G. y Yadroitsev, I. Tratamiento térmico in situ en aceros inoxidables martensíticos AISI 420 fundidos con láser selectivo. Madre. Des. 87, 380–385 (2015).

Artículo CAS Google Scholar

Li, Z., Pradeep, KG, Deng, Y., Raabe, D. y Tasan, CC Las aleaciones metaestables de fase dual de alta entropía superan el equilibrio entre resistencia y ductilidad. Naturaleza 534, 227–230 (2016).

Artículo ADS CAS PubMed Google Scholar

Cayron, C. ARPGE: un programa informático para reconstruir automáticamente los granos originales a partir de datos de difracción de retrodispersión de electrones. J. Aplica. Cristalogr. 40, 1183–1188 (2007).

Artículo CAS PubMed PubMed Central Google Scholar

Thompson, K. y col. Preparación de muestras in situ de sitio específico para tomografía con sonda atómica. Ultramicroscopía 107, 131-139 (2007).

Artículo CAS PubMed Google Scholar

Olson, GB y Cohen, M. Un mecanismo general de nucleación martensítica: Parte I. Conceptos generales y la transformación FCC → HCP. Metal. Trans. R. 7, 1897-1904 (1976).

Google Académico

Olson, GB y Cohen, M. Un mecanismo general de nucleación martensítica: Parte II. FCC→ BCC y otras transformaciones martensíticas. Metal. Trans. R. 7, 1905-1914 (1976).

Google Académico

Olson, GB y Cohen, M. Un mecanismo general de nucleación martensítica: Parte III. Cinética de la nucleación martensítica. Metal. Trans. R. 7, 1915-1923 (1976).

Artículo de Google Scholar

Ghosh, G. & Olson, GB Cinética de la nucleación martensítica heterogénea fcc-bcc. 1. La fuerza impulsora crítica para la nucleación atérmica. Acta Metall. Madre. 42, 3361–3370 (1994).

Artículo CAS Google Scholar

Ghosh, G. & Olson, GB Cinética de la nucleación martensítica heterogénea fcc-bcc. 2. Activación térmica. Acta Metall. Madre. 42, 3371–3379 (1994).

Artículo CAS Google Scholar

Yan, JY & Olson, GB Termodinámica computacional y cinética de transformaciones desplazables en aleaciones a base de titanio. J. Aleación. compd. 673, 441–454 (2016).

Artículo CAS Google Scholar

Neelakantan, S., Rivera-Diaz-del-Castillo, PEJ & van der Zwaag, S. Predicción de la temperatura inicial de martensita para aleaciones de titanio β en función de la composición. scr. Madre. Rev. 60, 611–614 (2009).

Artículo CAS Google Scholar

Yan, M. y col. Revisión del efecto del oxígeno sobre la ductilidad a temperatura ambiente del titanio y las aleaciones de titanio. Polvo Met. 57, 251–257 (2014).

Artículo CAS Google Scholar

Leyens, C. & Peters, M. Titanio y aleaciones de titanio. (Wiley-VCH, Weinheim, 2003).

Kim, SK y Park, JK Medición in situ del comportamiento de transformación β → α de enfriamiento continuo de CP-Ti. Metal. Madre. Trans. R. 33, 1051–1056 (2002).

Artículo de Google Scholar

Bayat, M. y col. Porosidades inducidas por ojo de cerradura en fusión de lecho de polvo basada en láser (L-PBF) de Ti6Al4V: modelado de alta fidelidad y validación experimental. Añadir. Fabricante. 30, 100835 (2019).

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Descargar referencias

Agradecemos a W. Xu de la Universidad Deakin, J. Kruzic de la Universidad de Nueva Gales del Sur y M. Bermingham de la Universidad de Queensland por sus fructíferos debates y valiosos comentarios. Agradecemos a JY Yan de Thermo-Calc Software AB por su ayuda con el cálculo termodinámico, a HX Li de la Universidad de Queensland por su ayuda en la realización de mediciones electroquímicas y a N. Mclean de la Universidad de Queensland por su cuidadosa revisión. Los autores de la Universidad de Queensland agradecen el apoyo financiero del Consejo Australiano de Investigación (ARC, número de subvención: DP210103162). También se reconocen las instalaciones y la asistencia técnica del Centro Australiano de Investigación en Microscopía y Microanálisis del Centro de Microscopía y Microanálisis (CMM) de la Universidad de Queensland. XX Huang y ZY Hou agradecen el apoyo financiero del Programa Nacional Clave de Investigación y Desarrollo de China (2021YFB3702101) y el Proyecto “111” (B16007) del Ministerio de Educación y la Administración Estatal de Asuntos de Expertos Extranjeros de China. Los autores desean agradecer el uso de las instalaciones y la asistencia científica y técnica de la Instalación de Caracterización de Materiales de la Universidad de Ciencia y Tecnología de Nanjing.

Estos autores contribuyeron igualmente: Jingqi Zhang, Yingang Liu.

Escuela de Ingeniería Mecánica y de Minas, Universidad de Queensland, Santa Lucía, Brisbane, Australia

Jingqi Zhang, Yingang Liu, Nan Yang, Qiyang Tan, Yu Yin, Shiyang Liu, Matthew Dargusch y Ming-Xing Zhang

Instituto Herbert Gleiter de Nanociencia, Escuela de Ciencia e Ingeniería de Materiales, Universidad de Ciencia y Tecnología de Nanjing, Nanjing, China

Gang Sha y Shenbao Jin

Laboratorio Conjunto Internacional de Aleaciones Ligeras (Ministerio de Educación), Facultad de Ciencia e Ingeniería de Materiales, Universidad de Chongqing, Chongqing, China

Ziyong Hou y Xiaoxu Huang

Laboratorio Nacional de Ciencia de Materiales de Shenyang, Universidad de Chongqing, Chongqing, China

Ziyong Hou y Xiaoxu Huang

Departamento de Ciencia e Ingeniería de Materiales, KTH-Royal Institute of Technology, Estocolmo, Suecia

Ziyong Hou

Departamento de Ingeniería Mecánica, Universidad Técnica de Dinamarca, Lyngby, Dinamarca

Mohamad Bayat y Jesper Henri Hattel

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JZ, M.-XZ y XXH concibieron el concepto y diseñaron los experimentos. M.-XZ, XXH y MD supervisaron el proyecto. JZ y YL llevaron a cabo el principal trabajo experimental. ZH realizó simulaciones de termodinámica y cinética. GS y SJ realizaron la caracterización de APT. MB y JHH llevaron a cabo la simulación multifísica. NY realizó las mediciones electroquímicas. QT, YY y SL ayudaron con las caracterizaciones de TEM y EBSD. JZ, YL, MD, GS, JHH, XXH y M.-XZ escribieron y revisaron el manuscrito. Todos los autores contribuyeron al análisis y discusión de los datos.

Correspondencia a Gang Sha, Xiaoxu Huang o Ming-Xing Zhang.

Los autores declaran no tener conflictos de intereses.

Nature Communications agradece a los revisores anónimos por su contribución a la revisión por pares de este trabajo. Los informes de los revisores pares están disponibles.

Nota del editor Springer Nature se mantiene neutral con respecto a reclamos jurisdiccionales en mapas publicados y afiliaciones institucionales.

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Reimpresiones y permisos

Zhang, J., Liu, Y., Sha, G. et al. Diseño contra heterogeneidades de fases y propiedades en aleaciones de titanio fabricadas aditivamente. Nat Comuna 13, 4660 (2022). https://doi.org/10.1038/s41467-022-32446-2

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Recibido: 24 de febrero de 2022

Aceptado: 28 de julio de 2022

Publicado: 09 de agosto de 2022

DOI: https://doi.org/10.1038/s41467-022-32446-2

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