Titanio fuerte y dúctil - Aditivo de carbono Co., Ltd de Hubei

Nature volumen 618, páginas 63–68 (2023)Cite este artículo

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Las aleaciones de titanio son materiales ligeros avanzados, indispensables para muchas aplicaciones críticas1,2. El pilar de la industria del titanio son las aleaciones de titanio α-β, que se formulan mediante adiciones de aleaciones que estabilizan las fases α y β3,4,5. Nuestro trabajo se centra en aprovechar dos de los elementos estabilizadores y fortalecedores más poderosos de las aleaciones de titanio α-β, el oxígeno y el hierro1,2,3,4,5, que abundan fácilmente. Sin embargo, el efecto fragilizante del oxígeno6,7, descrito coloquialmente como "la kriptonita del titanio"8, y la microsegregación del hierro9 han dificultado su combinación para el desarrollo de aleaciones α-β titanio-oxígeno-hierro resistentes y dúctiles. Aquí integramos el diseño de aleaciones con el diseño del proceso de fabricación aditiva (AM) para demostrar una serie de composiciones de titanio, oxígeno y hierro que exhiben excelentes propiedades de tracción. Explicamos los orígenes a escala atómica de estas propiedades utilizando varias técnicas de caracterización. La abundancia de oxígeno y hierro y la simplicidad del proceso para la fabricación en forma neta o casi neta mediante AM hacen que estas aleaciones α-β titanio-oxígeno-hierro sean atractivas para una amplia gama de aplicaciones. Además, son prometedores para el uso a escala industrial de titanio esponjoso o titanio-oxígeno-hierro de mala calidad10,11, un producto de desecho industrial en la actualidad. El potencial económico y medioambiental para reducir la huella de carbono de la producción de titanio esponjoso, que consume mucha energía,12 es sustancial.

La mayoría de las aleaciones industriales de titanio (Ti) poseen microestructuras basadas en las dos fases básicas del Ti, la hexagonal compacta (HCP) α y la cúbica centrada en el cuerpo (BCC) β. Representadas por Ti–6Al–4V (% en peso utilizado a menos que se especifique), las aleaciones de Ti α–β son la columna vertebral de la industria del Ti1,2. Pueden formar microestructuras que comprenden 2,3,4,5 (1) α-β laminar con una relación de orientación cercana a Burgers, (2) α y β equiaxiales o (3) α globular entre las laminillas α-β. Cada una de estas microestructuras tiene ventajas e inconvenientes, lo que hace que las aleaciones de Ti α-β sean versátiles para diversas aplicaciones industriales1,2,3,4,5. De estos, la microestructura laminar α-β se ha aplicado comúnmente.

Las aleaciones de Ti α – β se formulan aleando Ti con estabilizadores de fase α y fase β. Los estabilizadores de fase α se limitan a Al, N, O, C, Ga y Ge (refs. 3,4,5), de los cuales N y C son impurezas estrictamente controladas (0,05% N, 0,08% C)2,3 , mientras que Ga y Ge no son comercialmente viables. Por lo tanto, además del Al, el O es la única otra opción práctica. La Tabla complementaria 1 enumera las principales aleaciones de Ti α – β que utilizan Al como estabilizador de fase α. En particular, O eclipsa a Al en (1) fortalecer la fase α en un factor de aproximadamente 20 (calculado de acuerdo con los datos proporcionados en la Tabla 4 en la página 16 de la referencia 1), (2) estabilizar la fase α en un factor de aproximadamente 10 (basado en la fórmula de equivalencia de aluminio proporcionada en la página 380 de la referencia 5) y (3) restringir el crecimiento de los granos de β previo durante la solidificación en un factor de más de 40 (10,8 frente a 0,26)13. Sin embargo, estos atributos del O han permanecido infrautilizados en el desarrollo de aleaciones de Ti α – β.

El problema con el O como principal estabilizador de la fase α en Ti es su efecto fragilizante debido a sus fuertes interacciones con las dislocaciones durante la deformación6,7. Además, el O cambia los equilibrios de fases, promoviendo la formación de la fase α2 fragilizante (Ti3Al)14. Estas limitaciones han llevado a la siguiente regla de diseño empírico para aleaciones industriales de Ti: Al + 10 (O + C + 2N) + 1/3Sn + 1/6Zr <9,0% (ref. 5). Para Ti–6Al–4V, esta regla de diseño requiere menos de 0,12% O (ref. 15) con 0,05% N y 0,08% C, que se relajó a 0,13% O para Grado 23 Ti–6Al–4V y 0,20% O para Grado 5 Ti–6Al–4V. Siguiendo esta regla, un menor contenido de Al permite un mayor contenido de O. De hecho, la última aleación industrial de Ti α–β ATI 425 (Ti–4,5Al–3V–1,8Fe–0,3O)16 permite un máximo de 0,3% de O debido a su menor contenido de Al, para lo cual la regla empírica anterior acepta un máximo de 0,31% O. Si no se incluye Al, esta regla permite un máximo de 0,72% O.

Existen más opciones para los estabilizadores de fase β en Ti (refs. 3,4,5), siendo el Fe el más eficaz y económico17,18. Además, el Fe es el segundo estabilizador de fase β más ligero. Sin embargo, su uso se ha visto limitado por la formación de motas β estabilizadas con Fe durante la solidificación del lingote9 (de hasta centímetros de tamaño; Nota complementaria 1), que pueden afectar notablemente las propiedades mecánicas9. Por lo tanto, el uso de Fe suele limitarse a aproximadamente el 2% en aleaciones industriales de Ti como ATI 425 y Ti –10V –2Fe –3Al (ref. 2).

No obstante, las ventajas antes mencionadas de O y Fe (≤2%) alguna vez atrajeron esfuerzos sustanciales para desarrollar aleaciones α – β Ti – O – Fe como alternativas al Ti – 6Al – 4V (refs. 19, 20, 21, 22). El deseo de mejorar la trabajabilidad en caliente y el acabado superficial durante las operaciones de trabajo en caliente con descomposición de lingotes era el motivo particular en ese momento19. Estos esfuerzos arrojaron un éxito desigual, siendo las dos composiciones bien investigadas Ti –0.35O –1Fe –0.01N y Ti –0.3O –1Fe –0.04N (refs. 19,20,22). Ambas aleaciones exhibieron propiedades de tracción comparables con Ti-6Al-4V en condiciones de recocido y trabajado en caliente, pero menor resistencia a la tracción (600-700 MPa) y ductilidad (2-3%) en condiciones de fundición20.

Introducimos otra consideración del uso combinado de O y Fe en Ti, que está relacionado con la revitalización de la esponja de Ti de mala calidad debido al exceso de contaminación por O y Fe10,11,23. La producción de Sponge Ti consume mucha energía12. Dado que el Ti esponjoso de mala calidad (Ti–O–Fe) representa entre el 5% y el 10% de toda la producción de Ti esponjoso10,11,23, su uso como materia prima para la producción de polvo para AM tiene el potencial de agregar un valor notable y reducir el Huella de carbono de la industria del Ti.

Hemos tratado de sortear los desafíos metalúrgicos que surgen de la aleación de Ti con O y Fe integrando conceptos de diseño de aleaciones con el diseño de procesos de AM. Nuestro objetivo era crear una nueva clase de aleaciones α – β Ti – O – Fe dúctiles y resistentes a través de AM. Por su equivalencia de molibdeno, una adición de 3,5% de Fe a Ti puede retener la fase β anterior a temperatura ambiente mediante enfriamiento con agua17,18. Esto establece un límite superior para el Fe. El contenido máximo de O se fijó en 0,7% según la regla empírica analizada anteriormente (0,72% O). Además, la mayoría de las aleaciones de Ti pierden ductilidad a la tracción por encima del 0,7% de O (según la Fig. 1 en la página 6 de la referencia 1). Por lo tanto, se consideraron cuatro niveles de O (0,15%, 0,35%, 0,50%, 0,70%) con 3% de Fe, lo que dio lugar a diez aleaciones experimentales (Tabla de datos ampliados 1). En términos de selección del proceso de AM, elegimos la deposición de energía dirigida (DED) de polvo metálico por láser, que, con la ayuda de simulaciones de alta fidelidad, permite la fabricación de componentes a gran escala con forma casi neta con una microestructura consistente.

Primero simulamos DED de cupones rectangulares (Fig. 1a), utilizando parámetros de la Tabla 2 de datos extendidos. Las simulaciones predijeron altas velocidades de enfriamiento después de la solidificación (Fig. 1b), que se espera que conduzcan a fases metaestables como la α′-martensita. Sin embargo, la gran cantidad de pulsos térmicos (Fig. 1b), las altas temperaturas de estabilización (Fig. 1c) y las duraciones aproximadamente isotérmicas deberían garantizar que solo estén presentes las fases α y β. Para este propósito, elegimos 480–800 °C como los límites del historial térmico requeridos (Métodos), delimitados como la zona verde en la Fig. 1c. Luego se imprimieron cupones rectangulares de las composiciones diseñadas (Tabla de datos ampliados 1) dentro y fuera de esta ventana, junto con dos aleaciones de referencia, Ti–6Al–4V–0,22O–0,20Fe y Ti–0,16O–0,062Fe. Los cupones impresos exhibieron composiciones consistentes (Nota complementaria 2).

a, Cupones rectangulares construidos de 40 × 10 × 5 mm3 con un espesor de capa de 200 μm. Los cinco cupones de a tienen todos la misma composición de Ti–0,34O–3,25Fe. b, Perfil de temperatura del punto central de la capa 13 en un cupón de 25 capas por simulación. c, Ventana de procesamiento (zona verde) determinada por simulación. d – k, imágenes de figuras de polos inversos de difracción de retrodispersión de electrones (EBSD) (d – g; barras de escala, 100 μm) e imágenes de electrones retrodispersados (h – k; barras de escala, 1 μm) del Ti – 0,14O – 3,23 Fe impreso (d,h), aleaciones Ti–0,34O–3,25Fe (e,i), Ti–0,50O–3,17Fe (f,j) y Ti–0,67O–3,30Fe (g,k). La fase gris claro en h – k es la fase β y este contraste surge debido al enriquecimiento de Fe.

Datos fuente

La microestructura de la aleación Ti-0.14O-3.23Fe con bajo contenido de oxígeno comprende granos cortos columnares y β previos equiaxiales (Fig. 1d), similar a la aleación Ti-6Al-4V-3Fe fabricada aditivamente con láser24. Los granos finos equiaxiales de β anterior se formaron con un contenido de O creciente (Fig. 1e – g y Fig. 1 complementaria) en comparación con los granos de β anterior columnares largos en Ti – 6Al – 4V impresos en condiciones similares25 o diferentes26,27,28. A temperatura ambiente, las laminillas finas α – β eran la microestructura predominante en cada aleación (Fig. 1h – k). El espesor del listón α aumentó de 180 ± 33 nm con 0,14% de O a 375 ± 76 nm con 0,67% de O, mientras que la fracción de volumen de la fase β aumentó simultáneamente de 21 ± 2,3% a 31 ± 0,5% (Figura complementaria 2). . No se observaron motas β estabilizadas con Fe en ninguna de estas aleaciones impresas, pero prevalecieron en la aleación Ti-0.35O-3Fe fundida en molde de cobre (Datos ampliados, figura 1). Las razones se analizan en la Nota complementaria 1. Evitar las manchas β es una ventaja importante de la AM en la fabricación de estas aleaciones (Nota complementaria 3).

La Figura 2 muestra las propiedades de tracción representativas de cuatro aleaciones Ti-O-Fe diseñadas y dos aleaciones de referencia. Nuestro objetivo aquí era cambiar la composición de la aleación sin cambiar las condiciones de procesamiento de AM, dentro de los límites requeridos del historial térmico (Fig. 1c). Las curvas de tensión-deformación de ingeniería completas se proporcionan en la Fig. 2a de datos ampliados. Se imprimieron cupones separados fijando la composición de la aleación a Ti – 0,35 O – 3 Fe y variando las condiciones de procesamiento de AM. Las curvas de tensión-deformación de tracción de estas aleaciones y la aleación Ti-0.35O-3Fe fundida en molde de cobre se muestran en los datos extendidos Fig. 2b, c, mientras que los datos extendidos Fig. 3 muestran sus microestructuras. Sin optimización, nuestras aleaciones de Ti–(0,34–0,50)O–(3,17–3,32)Fe impresas dentro de la ventana de procesamiento exhibieron ductilidad a la tracción (εf) de 9,0 ± 0,5% a 21,9 ± 2,2% (el cambio en εf no se debe a porosidad; Nota complementaria 2) y resistencia máxima a la tracción (σUTS) de 1.034 ± 9 a 1.194 ± 8 MPa (Tabla de datos ampliados 1). La aleación fundida Ti-0.35O-3Fe demostró un εf más del 50% menor en σUTS similares.

Curvas de tensión-deformación de ingeniería de las aleaciones Ti–(0,14–0,67)O–(3,17–3,30)Fe, Ti–0,16O–0,062Fe y Ti–6Al–4V, impresas utilizando las mismas condiciones DED (escaneo láser). velocidad: 800 mm min-1, intervalo de capa: 15 s; consulte la Tabla de datos ampliados 2 para otras condiciones). Datos ampliados La Tabla 1 enumera las propiedades de tracción de cada aleación.

La potencia de fortalecimiento del Fe alcanzó 105 MPa/1,0% en peso de Fe al comparar los valores σUTS de las aleaciones Ti–0,14O–3,23Fe y Ti–0,16O–0,062Fe, cerca del valor experimental informado de 75 MPa/1,0 peso. % Fe (basado en los datos proporcionados en la Tabla 12 en la página 29 de la ref. 1). La potencia de fortalecimiento del O registró 76 MPa/0,1% en peso de O al comparar los valores σUTS de las aleaciones Ti–0,14O–3,23Fe y Ti–0,67O–3,30Fe, que se encuentra dentro del rango experimental típico informado de >70 MPa. /0,1% en peso de O (refs. 29,30). Tanto el Fe como el O jugaron un papel importante en el fortalecimiento de estas aleaciones.

Para explicar los mecanismos de fortalecimiento, investigamos la distribución atómica de O y Fe en tres aleaciones, Ti–0,14O–3,23Fe, Ti–0,34O–3,25Fe y Ti–6Al–4V–0,22O–0,20Fe. Combinada con el contraste de fase diferencial integrado (iDPC), la microscopía electrónica de transmisión de barrido (STEM) permite observaciones directas de elementos luminosos intersticiales31. Observamos una fuerte segregación de átomos de O en los bordes de listón α en la aleación Ti – 0,34 O – 3,25 Fe (Fig. 3a). Existían en los sitios intersticiales de HCP cerca de la interfaz α/β, formando una nanoheterogeneidad única desde el interior del listón α (bajo O, dúctil) hasta las regiones de la interfaz (alto O, fuerte). Por el contrario, esta nanoheteromicroestructura rara vez se observó en la aleación Ti-0.14O-3.23Fe con bajo contenido de oxígeno (Fig. 3b). El análisis de tomografía con sonda atómica (APT) confirmó las mismas observaciones (Fig. 3c y Datos ampliados, Fig. 4a).

a, b, imágenes iDPC-STEM de las interfaces α/β en Ti–0,34O–3,25Fe y Ti–0,14O–3,23Fe. Se observan átomos de oxígeno en las posiciones intersticiales en la fase α cerca de la interfaz α/β en Ti–0,34O–3,25Fe, mientras que se detectan pocos átomos de O en la aleación Ti–0,14O–3,23Fe. Barras de escala, 1 nm. c, datos APT de Ti –0,34O –3,25Fe, destacando la tendencia de los átomos de O a segregarse hacia los bordes de la fase α cerca de las interfaces α/β. d, Imágenes DPC-STEM de flujo tensorial a lo largo de una dirección [0001]α. La dirección del tensor representa la dirección del campo eléctrico local. Los colores del tensor representan la intensidad del campo eléctrico local (verde = más débil, amarillo = más fuerte). Barra de escala, 1 nm. e, imagen HAADF-STEM de una dislocación inhibida por una matriz intersticial de O. El análisis de fase geográfica (recuadro de la esquina superior izquierda) muestra la condición de deformación del defecto y la región circundante. El núcleo de la dislocación está definido por la intersección rojo-azul en el recuadro. La imagen iDPC-STEM (recuadro de la esquina inferior derecha) muestra la matriz intersticial O. La imagen ampliada de HAADF-STEM de la derecha muestra la fuerte presencia de intersticiales de O (extraídos de la imagen iDPC y marcados como bolas verdes) alrededor de la dislocación, lo que impide el movimiento de la dislocación. Barra de escala, 2 nm. f, Una imagen HAADF-STEM de una región de fase β, que resalta la distribución no uniforme de Fe, mostrada por el contraste Z desigual, para el cual el eje de zona es [110]β. El contraste brillante significa más átomos de Fe en la red local de β-Ti. Barra de escala, 1 nm.

La densidad de carga local en la aleación Ti – 0,34 O – 3,25 Fe se analizó utilizando STEM de contraste de fase diferencial (DPC) (Fig. 3d). Aquí los vectores representan las direcciones del campo eléctrico local, mientras que los colores denotan la intensidad relativa del campo eléctrico local (verde = débil, amarillo = fuerte). Se observó un aumento en la densidad de carga local (amarillo) en los bordes de la fase α en los que se habían segregado los intersticiales de O (Fig. 3d). Esto es indicativo de una mayor contribución de enlace en la red de los intersticiales O, que sugerimos que contribuye al fortalecimiento al impedir aún más el movimiento de dislocación. La Figura 3e muestra una colección de O-intersticiales en una dislocación en un borde de fase α, similar a las atmósferas de Cottrell en cristales BCC32, registradas utilizando técnicas combinadas de iDPC y campo oscuro anular de alto ángulo (HAADF) -STEM. La dislocación queda efectivamente inmovilizada por tales atmósferas de O.

Nuestros datos de APT mostraron además que la fase β estaba prácticamente libre de O (0,03 % at%). Esto fue respaldado por las predicciones de CALPHAD (CALculation of PHAse Diagrams) realizadas a 650 °C en la zona verde de la Fig. 1c (Tabla complementaria 2). En comparación, la fase β en la aleación impresa Ti – 6Al – 4V – 0,22O – 0,20Fe contenía una cantidad sustancial de O (0,27 at%) (Datos ampliados, figuras 4b, c), de acuerdo con la literatura (Tabla complementaria 4). Nuestros datos de APT también mostraron que la fase α estaba prácticamente libre de Fe (0.02 at%; Fig. 3c), mientras que el Fe sustancial en la fase β no estaba distribuido uniformemente (Fig. 3f), lo que agrega una capacidad de fortalecimiento. a la aleación generando tensiones locales para impedir el movimiento de dislocación.

Las simulaciones de la teoría funcional de la densidad (DFT) (Fig. 4a) predicen que los átomos de O prefieren residir en la fase α, especialmente cerca de la interfaz α/β (Fig. 4b), pero los átomos de Fe no muestran tendencia a segregarse. la interfaz (Fig. 4c). Estas predicciones respaldan plenamente las observaciones de la Fig. 3. Además, las configuraciones de separación del 4º y 3º vecino más cercano fueron las más favorables para los pares Fe-Fe en la fase β (Fig. 4d), mientras que el 5º vecino más cercano (d = 0,506 nm) la configuración de separación fue más favorable para los pares O – O en la fase α (Fig. 4e). Sobre esta base, estimamos el contenido de [Fe] y [O] en cada fase, lo que da un 15% de Fe en β y un 18% de O en α. Estas estimaciones coinciden bien con nuestras mediciones de APT (Fig. 3c).

a, Un modelo de interfaz DFT BCC (\(\bar{1}1\bar{2}\))/HCP (\(\bar{1}100\)) que contiene un átomo de O intersticial octaédrico (en rojo) y uno átomo de Fe sustitucional (en verde) en sus respectivas posiciones favorables. Sobre la base de la Fig. 3, construimos un BCC de diez capas en el plano 1 × 1 (\(\bar{1}1\bar{2}\))/1 × 2 HCP de diez capas en el plano ( Estructura de interfaz \(\bar{1}100\)) (diez capas en cada lado) para simular una interfaz α/β. Las flechas rojas indican las interfaces BCC/HCP equivalentes debido a las condiciones de contorno periódicas. b,c, El mapeo de energía relativa resuelto por capas calculado para un átomo de O intersticial (b) y un átomo de Fe sustitucional (c) en todas las interfaces. También se calculó la energía relativa en función de la separación de pares de O y Fe en cada fase. d, e, La energía total relativa calculada en función de la separación de pares para pares de átomos de O intersticiales en una supercélula HCP-Ti de 96 átomos (d) y pares de átomos de Fe sustitucionales en una supercélula BCC-Ti de 54 átomos (e). Las concentraciones de equilibrio calculadas de O y Fe se basaron en las respectivas configuraciones energéticamente más favorables (ver texto).

Datos fuente

También buscamos una comparación directa de las disposiciones cristalográficas de las variantes α en nuestras aleaciones impresas de Ti–(0,14–0,67)O–(3,17–3,30)Fe y Ti–6Al–4V. La desorientación predominante entre las variantes α vecinas en cada aleación de Ti-O-Fe fue \(\left[11\bar{2}0\right]/60^\circ \), en comparación con \([\bar{10} 55\bar{3}]/{63.26}^{^\circ }\) en Ti–6Al–4V (Datos ampliados, figura 5). El primero está cerca del hermanamiento \(\{10\bar{1}1\}\)33, posee menor energía que el segundo y, por lo tanto, es una configuración energéticamente preferida34,35.

La actividad de dislocación en las proximidades de las puntas de las grietas por tracción determina si los materiales exhiben un comportamiento frágil o dúctil cuando se produce la fractura36. La multiplicación activa de dislocaciones puede aliviar la concentración de tensiones y desafilar las puntas de las grietas, lo que permite una mayor deformación plástica37. Nuestras aleaciones α–β Ti–(0,35–0,70)O–3Fe comprenden aproximadamente un 30% en volumen de fase β frente a aproximadamente un 5% en volumen de fase β en Ti–6Al–4V. Sugerimos que esta gran fracción de volumen de la fase β prácticamente libre de oxígeno (Fig. 3c) y la nanoheterogeneidad del oxígeno dentro de la fase α se han combinado para desempeñar un papel vital en la mediación del proceso de deformación general, lo que resulta en una excelente resistencia a la tracción. propiedades. Por lo tanto, examinamos las áreas que lindan con las superficies de fractura por tracción de las aleaciones Ti–0.34O–3.25Fe (εf = 9.0%) y Ti–0.67O–3.30Fe (εf = 3.0%) usando TEM.

Se desarrollaron enredos de dislocaciones en el centro de los listones de la fase α en la aleación Ti-0.34O-3.25Fe, mientras que una amplia multiplicación de dislocaciones fue evidente en la fase β (Datos ampliados, figura 6). Esto proporciona evidencia directa para apoyar nuestra hipótesis anterior. En la aleación Ti–0,67O–3,30Fe, se observó una multiplicación de las dislocaciones, pero en menor medida (Datos ampliados, figura 7), lo que corresponde a la deformación plástica general limitada (εf = 3,0%). La tendencia a la fractura aumenta al aumentar la tensión de tracción aplicada (σ) hasta que el factor de intensidad de tensión local K (proporcional a σ) excede el valor crítico para la fase α o los límites de grano β anterior o las regiones interfaciales entre las zonas con alto contenido de oxígeno. Borde de listón α y fase β. Luego, una fractura local atravesaría uno o todos ellos, por ejemplo, cuando σ alcanzara 1.271 ± 6 MPa para la aleación Ti–0,67O–3,30Fe, lo que llevaría a un εf bajo.

La comprensión anterior se corresponde bien con las características de fractura de cada aleación (Datos ampliados, figuras 8a a f). Por ejemplo, la superficie de fractura de la aleación Ti-0,34O-3,25Fe consistía en hoyuelos grandes y profundos (multiplicación extensa de dislocaciones) y una porción de facetas con hoyuelos pequeños y poco profundos (menos dúctiles). Por el contrario, la superficie de fractura de la aleación Ti–0,67O–3,30Fe exhibió facetas notables con un tamaño comparable con el tamaño de grano β anterior, indicativo de fractura inter-(β anterior)-granular, y solo una fracción de las grandes, hoyuelos profundos (multiplicación de dislocaciones localizadas). Las características de fractura de las otras aleaciones podrían entenderse de manera similar.

Las fracciones relativas de fases y los tamaños de grano también desempeñan un papel importante en los mecanismos de fortalecimiento. El aumento en la fracción de volumen de la fase β al aumentar el O se debe a la fuerte partición de O y Fe en cada fase. Por ejemplo, a 800 °C (en la zona verde de la Fig. 1c), CALPHAD predice sustancialmente más fase β en la aleación Ti-0,14O-3Fe (53,5 % en volumen) que en la aleación Ti-0,67O-3Fe ( 39,5 vol%) (Nota complementaria 5). Cuanto menor sea la fracción de la fase β, mayor será el contenido promedio de Fe en la fase β y más estable será la fase β. Esto conduce a una fase β más retenida. En este caso particular, la fase β de la aleación Ti–0,67O–3Fe contenía 7,30% Fe frente a 4,85% Fe en la fase β de la aleación Ti–0,14O–3Fe. En términos del aumento en el espesor del listón α con el aumento de O, lo atribuimos a la mayor temperatura de formación de la fase α, que acelera la difusión al tiempo que reduce la energía de deformación de la formación de la fase α.

En resumen, hemos demostrado una integración entre el diseño de aleaciones y el diseño de procesos de fabricación aditiva basado en simulación para crear una nueva clase de aleaciones resistentes y dúctiles de α–β Ti–(0,35–0,50)O–3Fe (εf = 9,0 ± 0,5 % a 21,9 ± 2,2%; σUTS = 1034 ± 9 a 1194 ± 8 MPa), disponible en una generosa ventana de procesamiento AM, utilizando los elementos O y Fe, que abundan fácilmente. Atribuimos el éxito de estas aleaciones a una combinación de características microestructurales multiescala que surgen de esta integración. Estos incluyen: (1) las finas laminillas α-β distribuidas dentro de los finos granos equiaxiales de β anterior; (2) la alta potencia del O y el Fe para fortalecer la fase α (prácticamente libre de Fe) y la fase β (aproximadamente 30% en volumen, prácticamente libre de O), respectivamente; y (3) la configuración de desorientación preferida entre las variantes α vecinas en estas aleaciones. Entre estos factores, la partición única de O y Fe es fundamental, y de particular importancia es nuestro informe de una nanoheteropartición en la fase α que conduce a distribuciones de alto oxígeno (fuerte) y bajo oxígeno (dúctil) que afectan la Naturaleza local del enlace atómico, mostrada por el DPC y el iDPC.

Se espera que estas aleaciones fuertes y dúctiles de Ti-O-Fe tengan implicaciones en una amplia gama de aplicaciones potenciales a temperatura ambiente (Nota complementaria 6). Además, la esponja de circonio (Zr) se produce del mismo modo que la esponja de Ti. Por lo tanto, se podría esperar lo mismo del uso de Zr esponja de mala calidad para desarrollar aleaciones Zr-O-Fe fuertes y dúctiles. Además, este trabajo proporciona una vía potencial para la futura ingeniería intersticial mediante AM, como la mitigación de la fragilización por nitrógeno (N) en Ti y Zr, y la fragilización por oxígeno en otros metales (Nota complementaria 6).

Los polvos de materia prima utilizados para la fabricación de aleaciones mediante DED láser incluyen polvo de Ti (CP-Ti) comercialmente puro atomizado con gas argón (50–100 µm, TLS Technik GmbH & Co.), polvo de Fe atomizado con agua (20–50 µm, Höganäs) y polvo de TiO2 (<5 μm, Sigma-Aldrich). La composición del polvo de CP-Ti es Ti–0,14O–0,139Fe–0,01N–0,011C–0,0011H y la del polvo de Fe es Fe–0,003C–0,09O–0,01S (en porcentaje en peso). Los polvos se mezclaron en un mezclador Turbula (modelo T2F) según cada composición de aleación diseñada durante 2 h a temperatura ambiente en un recipiente de plástico sellado. Para fines de comparación, también se utilizaron polvos de una composición CP-Ti con contenido ultrabajo de hierro (Ti –0,16 O –0,062 Fe) y una aleación de Ti –6 Al –4 V –0,22 O –0,20 Fe para construir muestras de referencia. Ambos polvos fueron suministrados por TLS Technik GmbH & Co. con un rango de tamaño de partícula de 50 a 100 µm.

Además, se utilizaron CP-Ti (Ti–0,13O–0,15Fe) y pepitas de Fe puro (99,99%, ZhongNuo Advanced Material Technology Co.) y polvo de TiO2 (<5 μm, Aladdin) para la fabricación de aleaciones mediante fusión por arco al vacío. y casting.

El módulo DED de Simufact Welding se utilizó para realizar un seguimiento de la evolución de la temperatura en la construcción25,38. La previsibilidad de la soldadura Simufact (DED) en términos de forma y tamaño del baño de fusión y enfriamiento térmico se evaluó en la Nota complementaria 2. Utilizamos los datos termofísicos dependientes de la temperatura para Ti – 6Al – 4V debido a la falta de datos similares para Ti – Aleaciones O-Fe. La simulación se centra en la deposición de una muestra rectangular de 25 capas (40 × 10 × 5 mm3) sobre un sustrato de Ti-6Al-4V de 10 mm de espesor.

El módulo DED adopta un método de elementos finitos sin considerar las convección del baño derretido pero centrándose en la conducción de calor38. Esta es una simplificación común en el modelado de soldadura porque tanto el metal de aportación como la escala de la interfaz son insignificantes en comparación con las dimensiones del metal base39. En el caso de DED de polvo metálico con láser, el tamaño del baño de fusión es sustancialmente menor que el sustrato o el tamaño de la pieza, de modo que la mayor parte del calor se conduce lejos del baño de fusión hacia el sustrato.

Para utilizar el módulo DED, primero se introduce la geometría del depósito como precursor definido, cuyas mallas se configuran en modo silencioso (inactivo) desde el principio. Una vez que comienza la simulación, cada malla se activa (por elementos) mediante la entidad de fuente de calor volumétrica en movimiento. Los elementos que sean tocados por la fuente de calor durante su propagación se activarán permanentemente mediante un algoritmo de nacimiento de elementos. Como resultado, todos los elementos activados quedan expuestos a la fuente de calor, lo que representa un flujo de calor volumétrico 3D que tiene las dimensiones de una piscina de fusión típica. Al ser una carga nodal, el flujo de calor de esta fuente de calor aumentará la temperatura de los elementos recién activados a valores superiores a su temperatura de fusión o liquidus.

La Tabla de datos ampliados 2 enumera los parámetros DED e ilustra la estrategia de escaneo bidireccional utilizada para la simulación, incluido un tamaño de punto láser equivalente de 1,5 mm y una potencia de láser de 500 W. La selección de parámetros DED se analiza en la siguiente sección. Los archivos de ruta de escaneo (código G) con los parámetros DED se importan al módulo DED para construir la geometría de la pieza. Cada capa (40 × 10 mm) consta de 6.400 puntos con una resolución de 0,25 × 0,25 mm. La resolución de tiempo se establece en 0,02 s para capturar información de calefacción y refrigeración. La simulación se centra en la influencia del intervalo de capa a capa (0 s, 15 s, 60 s y 120 s).

Los picos múltiples o pulsos térmicos en la Fig. 1b y la Fig. 3 complementaria surgen de la estrategia de escaneo bidireccional utilizada. Cada capa de número impar tiene nueve rutas de escaneo paralelas a la dirección longitudinal de la muestra a lo largo de su ancho (10 mm). Como resultado, aparecerán nueve picos o nueve pulsos térmicos correspondientes a estas nueve rutas de escaneo en capas previamente solidificadas. Por el contrario, cada capa de números pares tiene 38 rutas de escaneo cortas perpendiculares a la dirección longitudinal de la muestra. Sin embargo, cada una de estas cortas trayectorias de escaneo no es térmicamente lo suficientemente fuerte como para dar como resultado un pulso térmico detectable en las capas previamente solidificadas. En conjunto, sólo provocan un número limitado de pequeños pulsos térmicos. La figura complementaria 3 muestra la correspondencia en detalle.

Se diseñaron cuatro grupos de aleaciones α–β Ti–O–Fe: Ti–0,15O–3Fe, Ti–0,35O–3Fe, Ti–0,50O–3Fe y Ti–0,70O–3Fe. La Tabla 1 de datos ampliados enumera las composiciones medidas de cada aleación fabricada en el rango de Ti–(0,14–0,67)O–(3,11–3,36)Fe. Todos ellos se fabricaron con un sistema TRUMPF TruLaser Cell 7020 (láser de disco fino, 1.030 nm). Para la deposición se utilizó una placa de sustrato CP-Ti de 12 mm de espesor. La Tabla 2 de datos ampliados enumera los parámetros de deposición experimentales. Los cupones construidos (largo: 40 mm, ancho: 10 mm, espesor: 5 mm) se muestran en la Fig. 1a y en la Fig. 5a complementaria. Se imprimieron cinco cupones de cada composición.

Los parámetros seleccionados deben garantizar una fusión rápida y consistente de alta calidad (prácticamente libre de defectos de falta de fusión y poros en forma de cerradura) y dar como resultado laminillas α-β finas y cortas mediante la descomposición de la fase α′-martensita después de la solidificación. La densidad de energía del láser Ed (J mm−2) para obtener DED de alta calidad de Ti–6Al–4V sobre un sustrato de aleación de Ti–6Al–4V se ha estudiado sistemáticamente en el rango de 16,6–36 J mm−2 con un láser grande. tamaño del punto (2 mm)40, en el que \({E}_{{\rm{d}}}=\frac{P}{dv}\) (P potencia del láser, d sitio del punto del láser, v velocidad de escaneo del láser ). No se recomendó el uso de valores elevados de Ed40. Esto es consistente con nuestras experiencias con el uso del sistema TRUMPF para DED de polvo metálico láser de Ti–6Al–4V sobre sustratos de Ti–6Al–4V con un tamaño de punto láser similar (rango óptimo de Ed = 25–35 J mm−2; láser tamaño del punto: 1,5 mm).

Se eligió que el tamaño del punto fuera de 1,5 mm para garantizar un baño de fusión suficientemente grande (≥1,0 mm3), lo cual es importante para (1) mejorar la homogeneidad química cuando se utilizan polvos mezclados, (2) uniformidad en la altura de la capa y (3) lograr una Perfil térmico más estable en la construcción. Está disponible una amplia gama de velocidades de escaneo (200–2000 mm min-1). Sin embargo, con Ed = 25–35 J mm−2, nuestra experiencia con el sistema TRUMPF es que, para una fusión de alta calidad con las capas previamente solidificadas, el tiempo de permanencia del punto láser d/v debe ser de 0,1–0,15 s. Esto lleva a la selección de v = 600–800 mm min-1 y, por lo tanto, la potencia del láser de 500 W para la Ed esperada.

El espesor de capa de 200 μm y el caudal de polvo de 1,7 g min-1 se determinaron juntos mediante varios estudios experimentales previos para obtener (1) un cordón de soldadura consistente con una relación de aspecto de 3–4 a 1, (2) un alto -construcción de calidad que está esencialmente libre de defectos de falta de fusión (mediante la caracterización de la superficie de fractura, asistida con análisis de tomografía microcomputada) y (3) una microestructura consistente.

Con los parámetros seleccionados anteriormente, el módulo DED en Simufact Welding predijo un baño de fusión semielipsoidal con un volumen de 1,08 mm3 (eje mayor: 2,3 mm; eje menor: 1,5 mm; profundidad: 0,6 mm; consulte la Nota complementaria 2), en el cual La temperatura líquida de nuestra aleación Ti-0,35O-3Fe diseñada es de aproximadamente 1659 °C.

El espacio de escaneo se seleccionó como 1,05 mm basándose en el ancho del baño de fusión simulado de 1,5 mm para garantizar una superposición lineal del 70% para una fusión suficiente entre dos pistas contiguas, una práctica estándar para lograr uniformidad de capa y altura durante la construcción (una superposición de Comúnmente se ha utilizado un mínimo del 30%).

El tiempo de intervalo de capa a capa (τ) se puede variar en un amplio rango. Un rango práctico es de 0 sa no más de 120 s. Cambiar τ puede cambiar sustancialmente la velocidad de enfriamiento y todo el historial térmico de la construcción, alterando así la microestructura. El intervalo de capa predeterminado utilizado en este trabajo fue de 15 s, pero hemos investigado todo el rango de 0 a 120 s.

Estos parámetros seleccionados preliminarmente se sometieron luego a simulaciones sistemáticas utilizando Simufact Welding para cumplir con los dos criterios siguientes para obtener laminillas α-β mediante la descomposición de la α′-martensita: (1) una velocidad de enfriamiento adecuada (≥ 400 °C s-1) cuando la fase β en cada capa solidificada se enfría desde la región de fase β única para la formación de α′ y (2) una ventana de temperatura estabilizada adecuada en cada capa (≥ 480 °C, preferiblemente 600–750 °C) ( excluyendo las últimas capas) para permitir α′ → α–β.

Si los parámetros seleccionados no satisfacen estos dos criterios, es necesaria una nueva selección mediante simulación hasta que lo hagan. La Tabla complementaria 3 resume la velocidad de enfriamiento promedio prevista en tres puntos seleccionados en la construcción antes de alcanzar los 800 °C (la temperatura inicial de martensita supuesta, Ms), con una velocidad de escaneo que oscila entre 200 y 1200 mm min-1 y el intervalo de capa que oscila entre 0 a 120 s. Todos satisfacen las condiciones de enfriamiento requeridas.

La Figura 1c muestra la evolución de la temperatura promedio en el centro de la capa 1 de las 24 capas de deposición posteriores. La temperatura promedio en el punto central se calculó sobre el tiempo de escaneo para cada capa posterior (por ejemplo, 35,85 s a 600 mm min-1 para cada capa de número impar) más el tiempo de intervalo de capa (por ejemplo, 15 s). La estabilización se produce a partir de la octava o novena capa de deposición.

La descomposición de α′ comienza a ocurrir a 400 °C (se necesita una retención prolongada)41 pero la descomposición completa de α′ requiere una exposición isotérmica a 800 °C durante 2 h o más41,42. Sin embargo, el efecto de los pulsos térmicos (Fig. 1b y Fig. complementaria 3) introducidos durante la EOS puede acelerar notablemente el proceso de descomposición25.

Por otro lado, la microestructura podría correr el riesgo de un engrosamiento severo a ≥800 °C, mientras que por debajo de 480 °C (la temperatura mínima de alivio de tensión), la descomposición de α′ puede no ser completa. Además, la temperatura estabilizada aumenta al aumentar la altura de construcción (Figura complementaria 4), lo que significa que la temperatura estabilizada de la primera capa no debe establecerse demasiado alta. Sobre la base de estas consideraciones, elegimos 480–800 °C en la Fig. 1c (la zona verde) como los límites requeridos del historial térmico o la ventana de procesamiento. La temperatura estabilizada aumenta al reducir el tiempo de intervalo de capa o la velocidad de escaneo o al aumentar la altura de construcción.

Luego se variaron la velocidad de escaneo (600–800 mm min-1) y el tiempo de intervalo de capa (0–120 s) tanto dentro como fuera de la ventana de procesamiento basada en simulación para investigar las microestructuras resultantes y las propiedades de tracción de nuestro Ti–(0,15) diseñado. –0,70)Aleaciones O–3Fe.

Cada charco de fusión producido en el proceso de deposición de este trabajo (alrededor de 1 mm3) requiere la fusión de aproximadamente 6250 partículas de polvo de Ti utilizadas en este estudio (Dv50 = 69,09 μm). Esto ayuda a mitigar el problema de la falta de homogeneidad química que surge del uso de polvos mezclados. Además, debido a que la profundidad del baño de fusión (0,6 mm) es tres veces el espesor de cada capa solidificada (0,2 mm), y también hay una superposición del 70 % entre cada dos pistas contiguas, se produce una refundición sustancial en cada baño de fusión solidificado. Esto facilita aún más la homogeneidad química. Tanto el análisis compositivo como el examen microestructural de diferentes lotes de cupones fabricados confirmaron una buena homogeneidad química general (consulte la Nota complementaria 2).

Se prepararon cupones fundidos de la aleación Ti – 0,33 O – 3,11 Fe utilizando un fusor de arco al vacío equipado con un dispositivo de fundición por succión (Physcience Opto-electronics Co., Ltd., modelo tipo WK-II). El hogar de cobre (Cu) refrigerado por agua en la cámara de fusión tiene cinco cavidades hemisféricas (limpiadas antes de su uso). El polvo de TiO2 se colocó en el fondo de una cavidad, seguido de las pepitas de CP-Ti y Fe debidamente limpiadas para evitar salpicaduras de polvo durante la fusión del arco. Además, se colocaron pepitas de CP-Ti separadas en otra cavidad como eliminador de oxígeno. Primero se evacuó el horno a 5 × 10-3 Pa y luego se purgó con argón a 0,5 Pa. Los procesos de vacío y purga se repitieron tres veces para asegurar una cámara con un nivel bajo de oxígeno.

Las pepitas de CP-Ti eliminadoras se fundieron primero tres veces para eliminar el oxígeno. Luego, la carga de aleación (45–55 g) se fundió y volvió a fundir ocho veces en total. El lingote del botón de aleación se volteó después de cada fusión para su homogeneización química. Luego se trasladó a la cavidad central del hogar de Cu refrigerado por agua utilizando una pequeña pala en la cámara. La aleación se volvió a fundir y se mantuvo en estado fundido durante 30 s. El dispositivo de fundición por succión (un molde de Cu enfriado por agua) se conectó a la cámara de fusión. Después de la refundición, se introdujo una diferencia de presión de aire entre las partes superior e inferior de la instalación abriendo la válvula de evaporación de aire conectada a la cavidad del molde de Cu. Luego, la aleación fundida se succionó con aire y se solidificó en una cavidad de molde de Cu enfriada por agua (longitud: 120 mm, ancho: 12 mm, espesor: 5 mm). Se fabricaron cinco cupones siguiendo el mismo proceso.

La EBSD se realizó en un sistema de microscopio electrónico de barrido (SEM) JEOL JSM-7200F con un sistema de imágenes AZtecHKL de Oxford Instruments, operado a 20 kV. Cada muestra se inclinó a 70° y el tamaño de paso utilizado fue de 500 nm. Los datos de EBSD se analizaron utilizando el software Channel 5. Los análisis de microestructura y superficie de fractura se realizaron utilizando un SEM (FEI Verios 460L) en modo de electrón secundario o de electrón retrodispersado. Realizamos un análisis de imágenes cuantitativo utilizando el paquete Image-Pro Plus para medir el ancho de los listones α y las áreas de las fases α y β para la fracción de volumen de β. Las observaciones STEM se llevaron a cabo utilizando un microscopio Themis Z de doble corrección operado a 300 kV equipado con un detector FEI DF4 para imágenes DPC e iDPC.

La caracterización de APT se realizó utilizando una sonda atómica de electrodo local CAMECA 4000X Si asistida por láser. Las muestras en forma de aguja se prepararon mediante el método de elevación y se molieron anualmente en un FIB-SEM de Ga tradicional (Zeiss Auriga) y un FIB-SEM de plasma (Helios G4). Las muestras se analizaron en modo láser con una temperatura de muestra de 50 K, una energía láser de 50 pJ y una frecuencia de pulso de 200 kHz. Se utilizó el software de visualización y análisis versión 3.8.4 para la reconstrucción 3D y el análisis de datos. Se utilizaron los valores predeterminados de eficiencia del detector (0,57), ICF (1,65) y kf (3,30). Las barras de error que se muestran en los perfiles de concentración 1D se calcularon como E = (Ci(1 − Ci)/N)1/2, en el que Ci = Ni/N, Ni representa el número de i iones/átomos de soluto y N representa el total. número de recuentos con el contenedor dado. El tamaño del contenedor es de 0,2 nm.

Las composiciones químicas (Tabla de datos ampliados 1) de las muestras de Ti construidas se determinaron mediante espectroscopia de emisión atómica de plasma acoplado inductivamente y espectrometría de masas de descarga luminosa.

Se mecanizaron cupones rectangulares fabricados con DED (Fig. 1a) y fundidos en muestras extensibles con forma de hueso de perro con dimensiones de calibre de 12 × 3 × 2 mm3 (según la norma australiana AS 1391-2007). Cada muestra de tracción se extrajo de las nueve capas intermedias a lo largo de la dirección longitudinal del cupón rectangular. La figura complementaria 5 muestra una serie de diez cupones fabricados y la extracción esquemática de cada muestra de tracción. Esto es para garantizar que cada lote de muestras de tracción tenga microestructuras consistentes para una alta repetibilidad. Como se muestra en la figura complementaria 4, en la ventana de procesamiento seleccionada (la zona verde), la estabilización de la temperatura promedio se produce a partir de la octava o novena capa de deposición. Aunque la temperatura promedio aumenta al aumentar la altura de construcción, el aumento cada ocho capas después de la capa 9 se limita a aproximadamente 30 °C (despreciable para la evolución microestructural). El examen microestructural de diferentes lotes de muestras de tracción a lo largo de la altura de construcción confirmó microestructuras consistentes (consulte la Nota complementaria 2).

Todas las muestras de tracción se probaron uniaxialmente a temperatura ambiente con una tasa de deformación inicial de 1 × 10-3 s-1 utilizando una instalación de prueba universal MTS (MTS 810, 100 kN) equipada con un extensómetro láser sin contacto.

La Nota complementaria 7 ha analizado brevemente la cuestión de la repetibilidad de las curvas de tensión-deformación producidas en este trabajo (Datos ampliados, figura 2) de acuerdo con ASTM E8/E8M-21 ('Métodos de prueba estándar para pruebas de tensión de materiales metálicos'). Los datos de tracción producidos en este trabajo cumplen con los requisitos de repetibilidad esperados.

El software Pandat y la base de datos PanTi2021 desarrollada por CompuTherm43 se utilizaron para calcular la fracción de volumen de equilibrio de la fase β y la partición de equilibrio de los átomos de O y Fe entre la fase α y la fase β. El uso del método CALPHAD en este trabajo se limitó a la etapa de mantenimiento isotérmica aproximada, es decir, a una de las temperaturas estabilizadas previstas (como 650 °C) en la Fig. 1c. Las predicciones se utilizaron para ayudar a comprender la evolución microestructural durante esta etapa de mantenimiento isotérmico. No se utilizó para predecir el proceso de enfriamiento lejos del equilibrio. El tiempo de mantenimiento isotérmico en cada temperatura estabilizada prevista es de hasta aproximadamente 14 minutos en cada construcción. Se calcula de esta manera: el tiempo de deposición para cada capa de número impar (por ejemplo, 35,85 s a 600 mm min-1) + el tiempo de deposición para cada capa de número par (por ejemplo, 37,71 s a 600 mm min-1) ) + cada intervalo de tiempo de capa a capa (15 s). Por lo tanto, es para una aproximación isotérmica, aunque el proceso de deposición está lejos del equilibrio.

Los cálculos de DFT se realizaron utilizando la aproximación de gradiente generalizada44 y el método de onda aumentada del proyector implementado en el código VASP45. La energía de corte para conjuntos básicos de ondas planas fue de 500 eV. Los puntos k de Monkhorst-Pack se mallaron con 6 × 6 × 6, 8 × 8 × 8 y 6 × 6 × 1 para los modelos masivos de 96 átomos (y 128 átomos), 54 átomos y el modelo de interfaz, respectivamente. Para todos los sistemas, se permitió la relajación atómica hasta que las fuerzas fueran inferiores a 0,01 eV Å-1.

Para construir un modelo de interfaz α/β (HCP/BCC), primero construimos dos modelos de losa de superficie. Para esta interfaz específica, las constantes de red en el plano de la losa de superficie BCC (\(\bar{1}1\bar{2}\)) son a = 4,6000 Å y b = 5,7260 Å, mientras que los valores correspondientes para la Losa de superficie HCP (\(\bar{1}100\)) son a = 4,6250 Å y b = 2,9236 Å. Los valores a son muy similares, pero el valor b de BCC es aproximadamente el doble del valor b de HCP. Por lo tanto, construimos un BCC de diez capas en el plano de 1 × 1 (\(\bar{1}1\bar{2}\))/HCP de diez capas en el plano de 1 × 2 (\(\bar{1 }100\)) estructura de interfaz (Fig. 4a, diez capas en cada lado) para simular una interfaz α/β.

Todos los datos centrales generados y analizados para este estudio se pueden encontrar en este artículo, su archivo de información complementaria, que contiene 20 figuras complementarias y 8 tablas complementarias, y los archivos de hoja de cálculo de datos fuente proporcionados (Fig. 1b, c, Fig. 4, versión ampliada). Figura de datos 5, Figura complementaria 4 y Tabla complementaria 8). Los autores correspondientes pueden obtener sin restricciones más datos de origen (>40 GB) que conducen a estos datos básicos.

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Agradecemos el apoyo del Consejo Australiano de Investigación (DP180103205, DP220103407, DP200100940, DP200102666, DP190102243 e IC180100005), el programa de Iniciativa Universitaria Multidisciplinaria de Investigación Australia-EE.UU. apoyado por el Gobierno australiano a través del Departamento de Defensa en el marco del Fondo de Tecnologías de Próxima Generación, el Comité de Investigación de la Universidad Politécnica de Hong Kong (PolyU) (código de proyecto: CD4F y UAMT), Oficina de Investigación e Innovación de PolyU (código de proyecto: BBR5 y BBX2) y el apoyo financiero para los laboratorios estatales clave en Hong Kong del Fondo de Innovación y Comisión de Tecnología del Gobierno de la Región Administrativa Especial de Hong Kong, China. Agradecemos a RMIT Advanced Manufacturing Precinct (AMP), RMIT Microscopy & Microanalysis Facility (especialmente M. Field) y Sydney Microscopy & Microanalysis en la Universidad de Sydney, que es un nodo de Microscopy Australia, por sus instalaciones. Agradecemos a otros miembros del equipo por sus contribuciones, incluido S. Luo por las discusiones sobre cómo agregar oxígeno al titanio, A. Jones por imprimir las muestras para la Figura complementaria 15 (con la ayuda de Z. Wu) y la Figura complementaria 19 (con la ayuda de Q. Zhou), Q. Zhou por realizar las pruebas de tracción para la Fig. 19 complementaria, el equipo técnico de RMIT AMP por mecanizar todas las muestras de este trabajo desde enero de 2019 hasta febrero de 2023 y R. Hu por el análisis de porosidad de las muestras fundidas. . TS agradece a A. Jones por capacitarla en el sistema TRUMPF TruLaser Cell 7020. Nuestros cálculos de DFT contaron con el respaldo de la Infraestructura Computacional Nacional (NCI), con la facilitación experta del equipo del Sydney Informatics Hub de la Universidad de Sydney. Tanto Microscopy Australia como el NCI cuentan con el apoyo del Plan Nacional de Infraestructura de Investigación Colaborativa del gobierno australiano.

Estos autores contribuyeron igualmente: Tingting Song, Zibin Chen

Centro de Fabricación Aditiva, Escuela de Ingeniería, Universidad RMIT, Melbourne, Victoria, Australia

Tingting Song, Shenglu Lu, Milan Brandt y Ma Qian

Escuela de Ingeniería Aeroespacial, Mecánica y Mecatrónica, Universidad de Sydney, Sydney, Nueva Gales del Sur, Australia

Zibin Chen, Xiangyuan Cui, Hansheng Chen, Hao Wang, Xiaozhou Liao y Simon P. Ringer

Centro Australiano de Microscopía y Microanálisis, Universidad de Sydney, Sydney, Nueva Gales del Sur, Australia

Zibin Chen, Xiangyuan Cui, Hansheng Chen, Hao Wang, Xiaozhou Liao y Simon P. Ringer

Instituto de Investigación para la Fabricación Avanzada, Departamento de Ingeniería Industrial y de Sistemas, Universidad Politécnica de Hong Kong, Hong Kong, China

Zibin Chen, Bailiang Qin y Kang Cheung Chan

Laboratorio estatal clave de tecnología de mecanizado de ultraprecisión, Departamento de Ingeniería Industrial y de Sistemas, Universidad Politécnica de Hong Kong, Hong Kong, China

Zibin Chen y Kang Cheung Chan

Hexagon Manufacturing Intelligence, Doncaster, Victoria, Australia

tony dong

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MQ y TS diseñaron las aleaciones experimentales. TD y TS realizaron simulaciones. TS, MQ y MB concibieron el proceso AM. TS imprimió las muestras y completó la caracterización esencial, el análisis de datos y la compilación. ZC, XL y SPR dirigieron la caracterización a escala atómica, los análisis de datos, los cálculos DFT y propusieron los mecanismos de fortalecimiento. ZC realizó experimentos y análisis de microscopía electrónica. XC llevó a cabo cálculos DFT. HC realizó experimentos APT. SL realizó análisis EBSD. MQ y SL analizaron el comportamiento de las fracturas. HW ayudó en experimentos de microscopía electrónica y análisis de EBSD. Muestras de lingotes fabricados por BQ y KCC. MQ, MB, SPR, XL y ZC adquirieron financiación. MQ y TS lideraron la respuesta a las revisiones. Todos los autores revisaron críticamente los resultados y editaron el manuscrito redactado por los autores correspondientes.

Correspondencia a Simon P. Ringer o Ma Qian.

Los autores declaran no tener conflictos de intereses.

Nature agradece a Marco Simonelli y a los demás 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.

a, Una descripción general de la microestructura que comprende laminillas α-β y motas β. b, Una vista más cercana de una mancha β seleccionada. c, Mapeo de espectrometría de dispersión de energía (EDS) de Fe en b para confirmar la mancha β enriquecida en Fe. d, Una fase de mancha β seleccionada para el análisis de escaneo de líneas EDS. También se muestra la porosidad del modelo. e, el escaneo de línea EDS confirma aún más el alto contenido de Fe en la mancha β que se muestra en d. f, Imagen de electrones retrodispersados que muestra las laminillas α-β en esta aleación recién fundida.

a, Cambio de la composición de la aleación pero no de las condiciones DED (velocidad de escaneo: 800 mm min-1, intervalo de capa: 15 s). b, Estudios de control para variar la microestructura cambiando las condiciones de DED pero no la composición de la aleación (Ti –0,35O –3Fe). c, Ti – 0,35 O – 3 Fe (por diseño) fabricado mediante fundición en molde de cobre enfriado por agua como parte de los estudios de control.

a–e Por DED con diferentes velocidades de escaneo y tiempos de intervalo de capa. f, mediante fundición en molde de cobre enfriado por agua (ver Métodos).

a, Distribución de Ti, O y Fe en una región de fase α-β en la aleación Ti-0.14O-3.23Fe fabricada con DED (800 mm min-1, 15 s). La fase azul enriquecida con Fe es la fase β, mientras que la fase circundante empobrecida en Fe es la fase α. Los umbrales para la superficie de isocomposición de O y Fe son 3 at% y 15 at%, respectivamente. La barra cilíndrica violeta representa el rango de 45 nm de largo para los perfiles APT que se muestran en la columna de la derecha, mientras que la flecha representa la dirección. La fase β enriquecida con Fe no contiene O detectable por APT. b, c, Distribución de Ti, Al, V, Fe y O en una región α – β en una aleación Ti – 6Al – 4V – 0,22O – 0,20Fe fabricada con DED (800 mm min-1, 15 s). Los dos planos negros en forma de grietas son superficies de isoconcentración de 10 en% V, que representan los límites de las fases α-β. La flecha vertical hacia abajo en b indica la dirección del rango de 25 nm de largo para los perfiles APT que se muestran en c. La región enriquecida en Fe y enriquecida en V (entre los dos planos negros en forma de grieta) es la fase β, que se encuentra entre dos fases α. Consulte la Tabla complementaria 4 para conocer los resultados cuantitativos.

Se analizaron más de 105 variantes α en cada aleación utilizando EBSD. Cuando se consideran solo las laminillas de variante α contiguas (es decir, eliminando el listón de fase β intermedia), la desorientación \([11\bar{2}0]\)/60° prevalece en las aleaciones de Ti-O-Fe. , mientras que la mala orientación \([\bar{10}55\bar{3}]\)/63,26°) prevalece en la aleación Ti–6Al–4V–0,22O–0,20Fe. Las aleaciones a–d yf se fabricaron con las mismas condiciones de DED (800 mm min-1, 15 s), mientras que la aleación e se fabricó con un intervalo de capa cero, es decir, 800 mm min-1, 0 s. Las demás condiciones se mantuvieron sin cambios (Tabla de datos ampliados 2).

Datos fuente

El área seleccionada está cerca de la superficie de fractura por tracción. a,b,d,e, Imágenes de campo brillante, en las que b y e son vistas más cercanas. c,f, Imagen de campo oscuro. Las dislocaciones se ven mejor en c y f. Como se esperaba, se observaron dislocaciones profundas en la fase β, que está prácticamente libre de O, mientras que también se observaron dislocaciones en la fase α, que estaba prácticamente libre de Fe.

El área seleccionada está cerca de la superficie de fractura por tracción. a,b,d,e, Imágenes de campo brillante, en las que b y e son vistas más cercanas. c,f, Imagen de campo oscuro. Las dislocaciones se ven mejor en c y f. Como se esperaba, se observaron más dislocaciones en la fase β, que está prácticamente libre de O, mientras que se observaron pocas dislocaciones en la fase α debido a su alto contenido de O.

Las propiedades de tracción de cada aleación se enumeran en la Tabla de datos ampliados 1.

Este archivo contiene Figs complementarias. 1 a 20, tablas complementarias 1 a 8, notas complementarias 1 a 7 y referencias complementarias.

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Reimpresiones y permisos

Song, T., Chen, Z., Cui, X. et al. Aleaciones resistentes y dúctiles de titanio, oxígeno y hierro mediante fabricación aditiva. Naturaleza 618, 63–68 (2023). https://doi.org/10.1038/s41586-023-05952-6

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Recibido: 08 de noviembre de 2021

Aceptado: 14 de marzo de 2023

Publicado: 31 de mayo de 2023

Fecha de emisión: 01 de junio de 2023

DOI: https://doi.org/10.1038/s41586-023-05952-6

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