Cómo influyen los parámetros del EBSM en la microestructura y la fatiga del titanio

En la fusión selectiva por haz de electrones (EBSM), la energía del haz y la velocidad de barrido modifican el baño de fusión y la velocidad de enfriamiento, lo que a su vez controla la martensita del Ti-6Al-4V, las fases lamelares y la dureza. La orientación de la impresión, la porosidad y el posprocesamiento también influyen en el comportamiento frente a la fatiga. Los estudios que se citan a continuación relacionan estas decisiones de proceso con la microestructura y la respuesta mecánica.

Efectos de los parámetros del proceso sobre la microestructura del titanio

En un estudio se utilizó polvo de Ti-6Al-4V prealeado y atomizado por gas, con un tamaño de partícula de 74-147 μm. Una trayectoria de barrido en forma de S y capas de 0,1 mm permitieron obtener probetas de 20 mm × 20 mm × 8 mm sobre una placa de acero inoxidable 316L de 10 mm de espesor. El precalentamiento mejoró la resistencia del polvo al impacto del haz de electrones y redujo la expulsión de polvo y las salpicaduras. La placa se precalentó durante 6 minutos a 10 m/s y 20 mA. Para el precalentamiento del polvo se realizaron 20 barridos a 5 m/s, aumentando la corriente del haz de 1 a 20 mA.

La fusión selectiva por haz de electrones construye el material capa a capa. El baño de fusión alcanza una temperatura elevada y se enfría rápidamente, mientras que el material previamente solidificado se somete a repetidos recalentamientos. El enfriamiento rápido transforma la β en martensita α’ acicular fina y metaestable. A continuación, los ciclos térmicos descomponen parte de la martensita en α+β lamelar delgada y gruesa. La difracción de rayos X muestra un pico β claro, lo que confirma la descomposición de la martensita. La estructura final contiene martensita acicular fina, α lamelar delgada y α lamelar gruesa y corta.

1. Solidificación inicial: líquido → β.
2. Enfriamiento rápido a través de la temperatura de transformación: β → α’.
3. Recalentamiento durante las capas posteriores: α’ → α+β.

La densidad energética P/v influye considerablemente en la zona martensítica y en la α lamelar delgada. Una mayor energía produce un baño más profundo y ancho, una zona martensítica más alta y granos columnares de β previa más gruesos. La martensita fina se descompone en gran medida por encima de los 300 °C. Una mayor energía durante el recalentamiento favorece la transformación hacia estructuras de Widmanstatten y de trenzado, y hace que la α lamelar se vuelva más gruesa. A una densidad de energía similar, una mayor velocidad de barrido aumenta la velocidad de enfriamiento y la altura de la zona martensítica.

• Con valores de P/v de 0,24, 0,48, 0,72 y 0,3, 0,6, 0,9, las placas α’ tenían una anchura de entre 0,1 y 1 μm, el β retenido entre las placas era de unos 20 nm y la zona martensítica tenía una altura de entre 7 y 10 capas. Las columnas de β previo tenían un ancho de entre 10 y 100 μm. El α lamelar tenía un ancho de entre 1 y 2 μm y formaba colonias con orientaciones diferentes y precipitados continuos en los límites de grano, característicos de la estructura de Widmanstatten.
• Con valores de P/v de 0,48; 0,96; 1,44 y 0,6; 1,2; 2,4, la zona martensítica aumentó hasta alcanzar entre 22 y 25 capas. Las columnas de β previo tenían una anchura de entre 100 y 400 μm y atravesaban toda la capa depositada. El α lamelar se agrandó hasta alcanzar un tamaño de 2-4 μm, y coexistían estructuras de Widmanstatten y de tejido de cesta.

Orientación de fabricación

En otro estudio se utilizó polvo esférico de Ti-6Al-4V atomizado con gas, con un tamaño de partícula de entre 25 y 100 μm, en una impresora Arcam Q10 para fabricar placas de 60 mm × 60 mm × 7 mm a ángulos de 90°, 60°, 30° y 0° con respecto a la placa horizontal.

A 90°, 60° y 30°, se precipitó α’ acicular fino a lo largo de ambos lados de los límites de las columnas β previas y formó una estructura de Widmanstatten entrelazada en forma de trenzado. La anchura de la martensita aumentó a medida que disminuía el ángulo. La placa de 0° no contenía α’ acicular fino. En su lugar, se precipitó α en forma de tiras a partir de los límites de grano β alargados en orientaciones comunes y formó colonias paralelas. Estas tiras de α de 3-8 μm produjeron una estructura lamelar. Un ángulo menor aumentó tanto el área escaneada por capa como el área de contacto con la placa base, lo que redujo la velocidad de enfriamiento y el sobreenfriamiento. La cristalización se ralentizó, el α pasó de acicular a en forma de tira y la densidad estructural disminuyó.

Área de fabricación, fracción de fase y dureza

En un estudio sobre el área de impresión se utilizó polvo de Ti-6Al-4V de 40-105 μm, principalmente de 70-80 μm, con una potencia del haz de 3.000 W, una velocidad de barrido de 1.000 mm/s y capas de 0,1 mm. A medida que el área depositada aumentaba de 0,5π a 12,5π mm², Las imágenes de SEM mostraron una disminución de la superficie brillante de la matriz β y un aumento de la superficie oscura de la α.

Se midió la microdureza en torno a secciones transversales con áreas de 0,5π, 2,0π, 12,5π, 32π y 50π mm.². La dureza aumentó de unos 368 HV a 0,5π a unos 450 HV a 50π a medida que aumentaba la fracción de α de refuerzo. Se ha indicado que las piezas fundidas de Ti-6Al-4V fabricadas de forma convencional presentaban una dureza de unos 359 HV.

Prensado isostático en caliente y fatiga

Se depositó polvo de Ti-6Al-4V atomizado por gas, de 50-100 μm, en capas de 50 μm, manteniendo la cámara a 730 °C. Algunas probetas se sometieron a prensado isostático en caliente durante 2 horas a 910 °C y 100 MPa. Dos probetas tal y como se fabricaron, sometidas a ensayos de fatiga por tracción axial a 500 MPa y con una relación de tensión R = 0,1, resistieron 29 863 y 60 331 ciclos, respectivamente.

El prensado isostático en caliente proporcionó un comportamiento frente a la fatiga mucho mejor. Se sometieron a ensayo cinco probetas en cada nivel de 600 MPa o superior, con una probeta en cada uno de los niveles de 575 y 550 MPa. La dispersión siguió siendo elevada: a 750 MPa, la vida útil variaba en dos órdenes de magnitud; a 650 MPa, dos probetas superaron 1 × 10⁷ ciclos, mientras que uno falló a 1,1 × 10⁵.

El análisis por microscopio electrónico de barrido (SEM) reveló que el prensado isostático en caliente eliminaba los defectos de fabricación. La mayoría de las grietas se iniciaban en la superficie, y todas las probetas con vida útil reducida presentaban grietas de origen superficial. En la fatiga de alto número de ciclos, se acumula un deslizamiento cíclico persistente e irreversible que genera microgrietas mecánicas y las une para formar una grieta por fatiga. La iniciación de la fisura suele consumir más del 95% de la vida útil total.

En σ_máx.=750 MPa y N_f=6,7 × 10⁴, la fractura presentaba una zona de inicio, una zona de propagación y una zona final de sobrecarga. Una fuente puntual superficial produjo marcas radiales. Las estrías de fatiga eran perpendiculares al crecimiento de la grieta y, a nivel local, resultaban continuas y paralelas. La velocidad de crecimiento de la grieta calculada en esta etapa fue de 3,8 × 10^-7 m/s. La transición hacia la fractura final presentaba una fractura mixta con estrías y hoyuelos; la zona final mostraba bordes de cizallamiento y hoyuelos equiaxiales.

Fatiga de las estructuras reticulares porosas de Ti-6Al-4V

Li y sus colaboradores estudiaron la fatiga por compresión en matrices reticulares de Ti-6Al-4V con una porosidad de 60%-85%. El polvo prealeado, con un diámetro medio de 30 μm, se precalentó a 650 °C en un sistema ARCAM. Las estructuras reticulares rombo-dodecaédricas presentaban densidades de 1,68; 1,12; 0,91 y 0,73 g/cm³, lo que corresponde a porosidades de 62,01 TP33T, 74,71 TP33T, 79,51 TP33T y 83,51 TP33T. La resistencia a la compresión aumentó con la densidad. A diferencia de muchas estructuras reticulares metálicas, las matrices alcanzaron la tensión máxima inmediatamente después de la deformación plástica, seguida de fluctuaciones pronunciadas durante la compresión posterior.

La fatiga provocó una acumulación progresiva de deformación y un acortamiento. La curva de ciclo de deformación presentaba tres fases: una acumulación rápida en los primeros ciclos (N < 100), un amplio periodo de acumulación baja y casi constante, y una acumulación rápida tras un punto de deformación repentino N_c. N_c disminuía a medida que aumentaba la tensión, por lo que el comportamiento se regía principalmente por la segunda etapa. La tasa de trinquete dε/dN era muy sensible a la tensión aplicada y a la densidad relativa; una tensión aplicada menor y una densidad mayor producían una tasa más baja.

Todas las densidades mostraron un comportamiento cíclico similar. Las curvas de histéresis se desplazaron progresivamente a lo largo del eje de deformación, lo que confirma la presencia de un efecto de trinquete cíclico. La deformación fue uniforme en las fases 1 y 2. Tras N_c, se localizó en una banda muy aplastada, formando un ángulo de 45° con respecto a la dirección de carga. Las pruebas de interrupción con microscopio electrónico de barrido (SEM) mostraron una morfología inalterada en la fase 1, seguida de grietas en los puntales cerca de N_c, numerosas grietas y puntales rotos.

Superelasticidad y fatiga del Ti2448 poroso

Liu y sus colaboradores estudiaron cómo la porosidad del Ti2448 de tipo β fundido por haz de electrones influye en la superelasticidad, el módulo de Young, la resistencia a la compresión y la fatiga. También analizaron la desorientación de los granos y la desviación de las grietas.

La superelasticidad aumentó con la porosidad y con la relación entre la tensión de tracción y la de compresión. El proceso EBSM generó granos de diferentes tamaños y una fuerte desorientación; las grietas por fatiga se desviaban en los límites de los granos columnares. En comparación con el Ti-6Al-4V, el Ti2448 mostró una resistencia a la fatiga normalizada mayor debido a su superelasticidad, a una zona plástica más amplia delante de la punta de la grieta y a la desviación de la grieta.

Las probetas se sometieron a compresión uniaxial cíclica hasta alcanzar deformaciones totales de 2%-3% en incrementos de 0,5%. Las porosidades de 67,9%, 77,4% y 91,2% mostraron todas superelasticidad. A una deformación de 3%, la muestra con una porosidad de 91,2% se recuperó casi por completo, mientras que la muestra con una porosidad de 67,9% solo se recuperó hasta el 0,5%. Con una deformación por compresión de 3%, las tensiones fueron de 35,8 MPa para la porosidad de 67,9% y de 7,2 MPa para la de 91,2%. Las relaciones máximas entre la tensión de tracción y la de compresión fueron de 0,21 y 0,27, respectivamente. La mayor relación observada con una mayor porosidad potenció la superelasticidad y la capacidad de deformación.