In che modo i parametri EBSM influenzano la microstruttura del titanio e la resistenza alla fatica

Nel processo di fusione selettiva a fascio di elettroni (EBSM), l’energia del fascio e la velocità di scansione modificano il bagno di fusione e la velocità di raffreddamento, che a loro volta determinano la martensite del Ti-6Al-4V, le fasi lamellari e la durezza. Anche l’orientamento di stampa, la porosità e la post-lavorazione influenzano il comportamento a fatica. Gli studi riportati di seguito mettono in relazione queste scelte di processo con la microstruttura e la risposta meccanica.

Effetti dei parametri di processo sulla microstruttura del titanio

In uno studio è stata utilizzata polvere di Ti-6Al-4V prelegata, atomizzata a gas, con una granulometria compresa tra 74 e 147 μm. Un percorso di scansione a forma di S e strati da 0,1 mm hanno permesso di ottenere provini da 20 mm × 20 mm × 8 mm su una piastra in acciaio inossidabile 316L dello spessore di 10 mm. Il preriscaldamento ha migliorato la resistenza della polvere all’impatto del fascio di elettroni e ha ridotto l’espulsione della polvere e gli spruzzi. La piastra è stata preriscaldata per 6 minuti a 10 m/s e 20 mA. Per il preriscaldamento della polvere sono state effettuate 20 scansioni a 5 m/s con la corrente del fascio che aumentava da 1 a 20 mA.

La fusione selettiva con fascio di elettroni costruisce il materiale strato dopo strato. Il bagno di fusione raggiunge temperature elevate e si raffredda rapidamente, mentre il materiale precedentemente solidificato subisce ripetuti riscaldamento. Il raffreddamento rapido trasforma la β in martensite α’ aciculare fine metastabile. I cicli termici decompongono quindi parte della martensite in α+β lamellare sottile e grossolano. La diffrazione dei raggi X mostra un chiaro picco β, a conferma della decomposizione della martensite. La struttura finale contiene martensite aciculare fine, α lamellare sottile e α lamellare corto e grossolano.

1. Solidificazione iniziale: liquido → β.
2. Raffreddamento rapido attraverso la temperatura di transizione: β → α’.
3. Riscaldamento durante gli strati successivi: α’ → α+β.

La densità energetica P/v influisce notevolmente sulla zona martensitica e sull’α lamellare sottile. Un’energia più elevata produce un bacino più profondo e più ampio, una zona martensitica più alta e grani colonnari di β pre-martensitico più grossolani. La martensite fine si decompone in modo marcato al di sopra dei 300 °C. Una maggiore energia durante il riscaldamento favorisce la trasformazione verso strutture di tipo Widmanstatten e a intreccio e rende più grossolana la fase α lamellare. A parità di densità energetica, una maggiore velocità di scansione aumenta la velocità di raffreddamento e l’altezza della zona martensitica.

• A valori di P/v pari a 0,24, 0,48, 0,72 e 0,3, 0,6, 0,9, le piastre α’ avevano una larghezza compresa tra 0,1 e 1 μm, il β residuo tra le piastre era di circa 20 nm e la zona martensitica era alta 7-10 strati. Le colonne di β preliminare avevano una larghezza compresa tra 10 e 100 μm. L’α lamellare aveva una larghezza compresa tra 1 e 2 μm e formava colonie orientate in modo diverso e precipitati continui ai bordi dei grani, caratteristici della struttura di Widmanstatten.
• A valori di P/v pari a 0,48, 0,96, 1,44 e 0,6, 1,2, 2,4, la zona martensitica è aumentata fino a 22-25 strati. Le colonne di β preesistente avevano una larghezza compresa tra 100 e 400 μm e attraversavano l’intero strato depositato. L’α lamellare si è ingrossato fino a 2-4 μm e coesistevano strutture di Widmanstatten e a intreccio.

Orientamento di fabbricazione

Un altro studio ha utilizzato polvere sferica di Ti-6Al-4V atomizzata a gas con granulometria compresa tra 25 e 100 μm in una stampante Arcam Q10 per realizzare piastre di 60 mm × 60 mm × 7 mm con angoli di 90°, 60°, 30° e 0° rispetto alla piastra orizzontale.

A 90°, 60° e 30°, l’α’ aciculare fine si è precipitato lungo entrambi i lati dei confini delle colonne di β preesistenti, formando una struttura di Widmanstatten intrecciata a trama di canestro. La larghezza della martensite aumentava al diminuire dell’angolo. La piastra a 0° non conteneva α’ aciculare fine. Al suo posto, l’α a forma di striscia si è precipitato dai bordi dei grani β allungati con orientamenti comuni, formando colonie parallele. Queste strisce di α, di 3-8 μm, hanno prodotto una struttura lamellare. Un angolo minore ha aumentato sia l’area scansionata per strato sia l’area di contatto con la piastra di base, riducendo la velocità di raffreddamento e il sottoraffreddamento. La cristallizzazione ha subito un rallentamento, il α si è allargato passando da aciculare a a strisce e la densità strutturale è diminuita.

Area di fabbricazione, frazione di fase e durezza

Uno studio sull'area di costruzione ha utilizzato polvere di Ti-6Al-4V con granulometria compresa tra 40 e 105 μm, prevalentemente di 70-80 μm, con una potenza del fascio di 3.000 W, una velocità di scansione di 1.000 mm/s e spessori di strato di 0,1 mm. Man mano che l’area depositata aumentava da 0,5π a 12,5π mm², le immagini SEM hanno mostrato una riduzione dell’area chiara della matrice β e un aumento dell’area scura della matrice α.

La microdurezza è stata misurata attorno alle sezioni trasversali per aree di 0,5π, 2,0π, 12,5π, 32π e 50π mm². La durezza è aumentata da circa 368 HV a 0,5π a circa 450 HV a 50π con l'aumentare della frazione di α indurente. Per i pezzi fusi in Ti-6Al-4V prodotti con metodi convenzionali è stata riportata una durezza di circa 359 HV.

Pressatura isostatica a caldo e fatica

La polvere di Ti-6Al-4V atomizzata a gas, con granulometria compresa tra 50 e 100 μm, è stata depositata in strati da 50 μm, mantenendo la camera a una temperatura di 730 °C. Alcuni provini sono stati sottoposti a pressatura isostatica a caldo per 2 ore a 910 °C e 100 MPa. Due provini "as-built" sottoposti a prova di fatica a trazione assiale a 500 MPa e con un rapporto di sollecitazione R = 0,1 hanno superato rispettivamente 29.863 e 60.331 cicli.

La pressatura isostatica a caldo ha prodotto prestazioni di resistenza alla fatica nettamente migliori. Sono stati testati cinque provini per ciascun livello pari o superiore a 600 MPa, con un provino ciascuno a 575 e 550 MPa. La dispersione è rimasta elevata: a 750 MPa la durata variava di due ordini di grandezza; a 650 MPa due provini superavano 1 × 10⁷ cicli, mentre uno si è guastato a 1,1 × 10⁵.

L'analisi al SEM ha dimostrato che la pressatura isostatica a caldo ha eliminato i difetti di fabbricazione. La maggior parte delle cricche ha avuto origine in superficie e tutti i provini con bassa durata presentavano cricche con origine superficiale. Nella fatica ad alto numero di cicli, lo scorrimento ciclico persistente irreversibile si accumula, produce microfessure meccaniche e le collega tra loro formando una cricca da fatica. L’inizio della fessurazione consuma comunemente più del 95% della vita utile totale.

A σ_max=750 MPa e N_f=6,7 × 10⁴, la frattura presentava una zona di inizio, una zona di propagazione e una zona finale di sovraccarico. Una sorgente puntiforme superficiale ha prodotto segni radiali. Le striature da fatica erano perpendicolari alla crescita della frattura e risultavano continue e parallelamente disposte a livello locale. La velocità di crescita della frattura calcolata in questa fase era pari a 3,8 × 10^-7 m/s. Il passaggio alla frattura finale ha mostrato una frattura mista con striature e fossette; la zona finale presentava labbri di taglio e fossette equiassiali.

Fatica dei reticoli porosi in Ti-6Al-4V

Li e colleghi hanno studiato la fatica da compressione in reticoli di Ti-6Al-4V con porosità 60%-85%. La polvere prelegata, con un diametro medio di 30 μm, è stata preriscaldata a 650 °C in un sistema ARCAM. I reticoli rombico-dodecaedrici presentavano densità pari a 1,68, 1,12, 0,91 e 0,73 g/cm³, corrispondenti a porosità di 62,0%, 74,7%, 79,5% e 83,5%. La resistenza alla compressione è aumentata all’aumentare della densità. A differenza di molti reticoli metallici, le strutture hanno raggiunto la sollecitazione massima immediatamente dopo lo snervamento, seguita da fluttuazioni pronunciate durante l’ulteriore compressione.

La fatica ha causato un accumulo progressivo di deformazione e un accorciamento. La curva del ciclo di deformazione presentava tre fasi: un accumulo rapido nei primi cicli (N < 100), un lungo periodo di accumulo basso e pressoché costante, e un accumulo rapido dopo un punto di deformazione improvviso N_c. N_c diminuiva all’aumentare della sollecitazione, quindi il comportamento era determinato principalmente dalla seconda fase. Il tasso di avanzamento dε/dN era altamente sensibile alla sollecitazione applicata e alla densità relativa; una sollecitazione applicata inferiore e una densità maggiore producevano un tasso inferiore.

Tutte le densità hanno mostrato un comportamento ciclico simile. Le curve di isteresi si sono spostate progressivamente lungo l’asse della deformazione, confermando il fenomeno del ratcheting ciclico. La deformazione è risultata uniforme nelle fasi 1 e 2. Dopo N_c, si è localizzata in una fascia fortemente schiacciata a 45° rispetto alla direzione di carico. Le prove di interruzione al SEM hanno mostrato una morfologia invariata nella fase 1, seguita dalla comparsa di crepe nei montanti in prossimità di N_c, numerose crepe e puntoni spezzati.

Superelasticità e fatica del Ti2448 poroso

Liu e colleghi hanno studiato in che modo la porosità del Ti2448 di tipo β, fuso con fascio di elettroni, influisca sulla superelasticità, sul modulo di Young, sulla resistenza alla compressione e sulla fatica. Hanno inoltre esaminato il disorientamento dei grani e la deviazione delle fessure.

La superelasticità aumentava con la porosità e con il rapporto tra sollecitazione di trazione e sollecitazione di compressione. Il processo EBSM ha generato grani di dimensioni diverse e un forte disorientamento; le cricche da fatica deviavano in corrispondenza dei confini dei grani colonnari. Rispetto al Ti-6Al-4V, il Ti2448 ha mostrato una resistenza a fatica normalizzata più elevata grazie alla superelasticità, a una zona plastica più ampia davanti alla punta della cricca e alla deviazione della cricca.

I provini sono stati sottoposti a compressione monoassiale ciclica fino a deformazioni totali comprese tra 2% e 3%, con incrementi di 0,5%. Le porosità di 67,9%, 77,4% e 91,2% hanno tutte mostrato superelasticità. A una deformazione di 3%, il provino con porosità del 91,2% si è recuperato quasi completamente, mentre quello con porosità del 67,9% si è recuperato solo fino a 0,5%. A una deformazione compressiva di 3%, le sollecitazioni erano pari a 35,8 MPa per la porosità di 67,9% e a 7,2 MPa per quella di 91,2%. I rapporti massimi tra sollecitazione di trazione e sollecitazione di compressione erano rispettivamente pari a 0,21 e 0,27. Il rapporto più elevato a porosità maggiore ha potenziato la superelasticità e la capacità di deformazione.