Progettazione contro eterogeneità di fase e proprietà nelle leghe di titanio prodotte in modo additivo

Nature Communications volume 13, numero articolo: 4660 (2022) Citare questo articolo

10mila accessi

13 citazioni

4 Altmetrico

Dettagli sulle metriche

La produzione additiva (AM) crea parti progettate digitalmente mediante successiva aggiunta di materiale. Tuttavia, a causa del ciclo termico intrinseco, le parti metalliche prodotte dall’AM soffrono quasi inevitabilmente di eterogeneità spazialmente dipendenti nelle fasi e nelle proprietà meccaniche, che possono causare guasti imprevedibili. Qui, dimostriamo un approccio sinergico alla progettazione delle leghe per superare questo problema nelle leghe di titanio prodotte mediante fusione laser a letto di polvere. La chiave del nostro approccio è la lega in situ di Ti−6Al−4V (in percentuale in peso) con aggiunte combinate di polveri di titanio puro e nanoparticelle di ossido di ferro (Fe2O3). Ciò non solo consente l'eliminazione in situ dell'eterogeneità di fase attraverso la diluizione della concentrazione di V introducendo piccole quantità di Fe, ma compensa anche la perdita di forza tramite il rafforzamento del soluto di ossigeno. Le nostre leghe raggiungono microstrutture spazialmente uniformi e proprietà meccaniche superiori a quelle del Ti−6Al−4V. Questo studio può aiutare a guidare la progettazione di altre leghe, che non solo supera la sfida inerente ai processi AM, ma sfrutta anche le opportunità di progettazione delle leghe offerte dall’AM.

A differenza dei processi convenzionali di produzione dei metalli come la fusione e la lavorazione meccanica, la produzione additiva (AM) costruisce la parte progettata digitalmente strato dopo strato attraverso la fusione della materia prima (come polvere o filo) con una fonte ad alta energia (ad esempio laser, fascio di elettroni o arco plasma)1,2. Questa caratteristica unica dei processi AM è un’arma a doppio taglio. Da un lato, offre la possibilità di produrre forme, microstrutture e proprietà desiderabili che non potrebbero altrimenti essere ottenute utilizzando metodi di produzione convenzionali3,4,5,6,7,8. D'altra parte, il ripido gradiente termico intrinseco, l'elevata velocità di raffreddamento insieme alla complessa storia termica tipicamente incontrata durante l'AM spesso si traducono in porosità, segregazione elementare, grani colonnari e fasi eterogeneamente distribuite nella microstruttura9,10,11, 12 – sia nella solidificazione che attraverso successive trasformazioni della fase allo stato solido – che portano a proprietà meccaniche non uniformi in diverse posizioni della parte metallica costruita13,14,15,16,17. I problemi relativi alla porosità, alla segregazione elementare e ai grani colonnari sono stati efficacemente affrontati attraverso la manipolazione dei parametri di lavorazione e/o delle composizioni delle leghe18,19,20. Tuttavia, poiché la disomogeneità di fase si verifica quasi inevitabilmente nelle leghe che subiscono trasformazioni di fase allo stato solido dopo la solidificazione durante l’AM, ottenere proprietà meccaniche uniformi rimane una sfida di lunga data. Tali fenomeni sono più pronunciati nei componenti metallici prodotti mediante produzione additiva con geometrie complesse21, che incorporano regioni che rispondono in modo diverso al carico meccanico, causando così guasti di servizio imprevedibili.

Ti−6Al−4V è una delle leghe tipiche che mostrano variazioni spaziali delle fasi lungo la direzione di costruzione pur essendo prodotte in modo additivo22,23,24,25. Durante il processo AM, come la fusione laser a letto di polvere (L-PBF) (Fig. 1a), dopo che il primo strato si è solidificato, Ti−6Al−4V subisce β (struttura cubica centrata sul corpo) allo stato solido → α′ ( struttura esagonale a pacco chiuso) trasformazione martensitica dovuta all'elevata velocità di raffreddamento. Man mano che vengono aggiunti gli strati successivi, la martensite aciculare α′ inizialmente formata si decompone in microstrutture lamellari (α + β) sotto estesi cicli termici (Fig. 1a). Pertanto, è comunemente riportato che la microstruttura di Ti−6Al−4V fabbricata da L-PBF presenta fasi spazialmente dipendenti lungo la direzione di costruzione, con martensite aciculare α′ sulla superficie superiore mentre si formano microstrutture lamellari (α + β) parzialmente o completamente stabilizzate nelle regioni inferiori23,24,25. Una distribuzione di fase così graduata è confermata anche dal microscopio elettronico a scansione (SEM) (Fig. 1b e Fig. 1a, b supplementare) e dalla diffrazione di raggi X (XRD) (Fig. 2 supplementare) in questo lavoro (Metodi). Per rivelare l'influenza della disomogeneità di fase sulle proprietà meccaniche, abbiamo eseguito prove di trazione sui campioni Ti−6Al−4V prodotti da L-PBF lungo entrambe le direzioni verticale e orizzontale a temperatura ambiente (metodi). Il Ti−6Al−4V così fabbricato mostra una resistenza simile ma una duttilità altamente dispersa lungo entrambe le direzioni (Fig. 1c). In particolare, la duttilità a trazione (in termini di allungamento a rottura) lungo la direzione orizzontale varia marcatamente dal 9,4% al 17,6%, con il valore più basso osservato sulla superficie superiore. Questa tendenza, unita all'analisi microstrutturale dettagliata (Fig. 3–5 supplementari e Nota supplementare 1), rivela che la distribuzione della fase spaziale è la causa più probabile della duttilità altamente dispersa osservata qui. Questa osservazione è anche coerente con la convinzione comune che la martensite aciculare α′ generalmente presenti una duttilità inferiore rispetto alla microstruttura lamellare (α + β) a causa della sua incapacità di resistere all'innesco di cricche24,26. Negli ultimi dieci anni sono stati condotti numerosi studi per eliminare la martensite α′ indesiderata nel Ti−6Al−4V prodotto in modo additivo da L-PBF, che si basano sulla strategia del controllo del processo o della progettazione della lega. La prima strategia prevede tipicamente la manipolazione del ciclo termico di L-PBF per innescare il trattamento termico intrinseco (IHT)27, che promuove la decomposizione della martensite in situ24,27. Tuttavia, a causa dei limitati o assenti cicli termici cui sono sottoposti gli strati superficiali, la martensite α′ aciculare può decomporsi solo parzialmente o addirittura rimanere24,25. Pertanto, la disomogeneità di fase lungo la direzione di costruzione non può essere eliminata. Sebbene il trattamento termico post-AM venga spesso eseguito per omogeneizzare la microstruttura28, sfortunatamente allunga il ciclo di produzione e influenza l’efficacia dei processi AM29. Pertanto, è altamente desiderabile eliminare in primo luogo la disomogeneità di fase. In alternativa, la lega in situ di Ti−6Al−4V con elementi stabilizzanti β – ad esempio Mo30 – attraverso polveri elementari consente la formazione di una fase β completa, che porta ad elevata duttilità (anche se a scapito della perdita di resistenza). Tuttavia, le risultanti particelle di additivi non fuse o la drammatica segregazione degli elementi possono sollevare la preoccupazione di ottenere proprietà meccaniche non uniformi e irriproducibili31.