Titanio fuerte y dúctil

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

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Las aleaciones de titanio son materiales livianos 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 aleación que estabilizan las fases α y β3,4,5. Nuestro trabajo se centra en aprovechar dos de los elementos estabilizadores y fortalecedores más potentes para 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 kryptonita en titanio'8, y la microsegregación del hierro9 han dificultado su combinación para el desarrollo de aleaciones fuertes y dúctiles de α-β titanio-oxígeno-hierro. Aquí integramos el diseño de aleaciones con el diseño de procesos de fabricación aditiva (AM) para demostrar una serie de composiciones de titanio-oxígeno-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 de forma neta o casi neta por AM hacen que estas aleaciones de titanio α-β-oxígeno-hierro sean atractivas para una amplia gama de aplicaciones. Además, ofrecen una promesa para el uso a escala industrial de esponja de titanio fuera de grado o esponja de titanio-oxígeno-hierro10,11, un producto de desecho industrial en la actualidad. El potencial económico y medioambiental para reducir la huella de carbono de la producción12 de titanio esponjoso, que consume mucha energía, es sustancial.

La mayoría de las aleaciones industriales de titanio (Ti) poseen microestructuras basadas en las dos fases básicas de Ti, el hexagonal compacto (HCP) α y el cúbico centrado 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 lamelar 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 de Al, 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, el O eclipsa al Al en (1) el fortalecimiento de 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) la estabilización de la fase α en un factor de alrededor de 10 (basado en la fórmula de equivalencia de aluminio dada en la página 380 de la ref. 5) y (3) restringiendo el crecimiento de granos previos-β durante la solidificación por un factor de más de 40 (10.8 versus 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 el Ti es su efecto de fragilización debido a sus fuertes interacciones con las dislocaciones durante la deformación6,7. Además, el O cambia los equilibrios de fase, promoviendo la formación de la fase fragilizante α2 (Ti3Al)14. Estas restricciones 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) a 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 contenido más bajo de Al permite un contenido más alto de O. De hecho, la última aleación industrial α–β Ti 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 el 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 estabilizadores de fase β en Ti (refs. 3,4,5), siendo el Fe el más eficaz y económico17,18. Además, 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 (hasta centímetros de tamaño; Nota complementaria 1), que pueden afectar notablemente las propiedades mecánicas9. Por lo tanto, el uso de Fe suele limitarse a alrededor del 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 a 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 de ruptura de lingotes fue el motivo particular en ese momento19. Estos esfuerzos arrojaron un éxito mixto, con 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 trabajo en caliente, pero menor resistencia a la tracción (600–700 MPa) y ductilidad (2–3 %) en condiciones de fundición20.

Presentamos otra consideración del uso combinado de O y Fe en Ti, que está relacionado con la revitalización de Ti de esponja fuera de grado debido al exceso de contaminación por O y Fe10,11,23. La producción de Sponge Ti es altamente intensiva en energía12. Dado que el Ti esponjoso fuera de grado (Ti–O–Fe) representa del 5 al 10 % de toda la producción de Ti esponjoso10,11,23, su uso como materia prima de entrada 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 eludir los desafíos metalúrgicos que surgen de la aleación de Ti con O y Fe mediante la integración de conceptos de diseño de aleación con el diseño de procesos AM. Nuestro objetivo era crear una nueva clase de aleaciones α–β Ti–O–Fe dúctiles y fuertes a través de AM. Por su equivalencia de molibdeno, una adición de 3,5% de Fe a Ti puede retener la fase anterior-β a temperatura ambiente por enfriamiento rápido con agua17,18. Esto establece un límite superior para Fe. El contenido máximo de O se fijó en 0,7 % según la regla empírica discutida 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 ref. 1). Se consideraron cuatro niveles de O (0,15 %, 0,35 %, 0,50 %, 0,70 %) con 3 % de Fe, lo que llevó a diez aleaciones experimentales (Tabla 1 de datos ampliados). En cuanto a la selección del proceso de fabricación aditiva, elegimos la deposición de energía dirigida (DED) de polvo metálico láser que, con la ayuda de simulaciones de alta fidelidad, permite la fabricación de componentes a gran escala con una forma casi neta con una microestructura uniforme.

Primero simulamos DED de cupones rectangulares (Fig. 1a), utilizando parámetros de la Tabla de datos extendidos 2. Las simulaciones predijeron altas tasas de enfriamiento después de la solidificación (Fig. 1b), que se espera que conduzcan a fases metaestables como 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 de la historia térmica requerida (Métodos), delimitados como la zona verde en la Fig. 1c. Luego se imprimieron cupones rectangulares de las composiciones diseñadas (Tabla 1 de datos ampliados) 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, Muestras rectangulares construidas de 40 × 10 × 5 mm3 con un espesor de capa de 200 μm. Los cinco cupones en a tienen 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 figura polar inversa 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–3.23Fe 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 anteriores-β columnares cortos y equiaxiales (Fig. 1d), similar a la aleación Ti–6Al–4V–3Fe fabricada mediante láser24. Granos β previos equiaxiales finos formados con un contenido creciente de O (Fig. 1e-g y Fig. 1 complementaria) en comparación con granos β anteriores 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 grosor de la malla α aumentó de 180 ± 33 nm al 0,14 % de O a 375 ± 76 nm al 0,67 % de O, mientras que la fracción de volumen de la fase β aumentó simultáneamente del 21 ± 2,3 % al 31 ± 0,5 % (Fig. 2 complementaria) . 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 extendidos Fig. 1). Las razones se analizan en la Nota complementaria 1. La evitación de las motas β es una ventaja importante de AM en la fabricación de estas aleaciones (Nota complementaria 3).

La figura 2 muestra las propiedades de tracción representativas de cuatro aleaciones de 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 AM, dentro de los límites de la historia térmica requerida (Fig. 1c). Las curvas de esfuerzo-deformación de ingeniería completas se proporcionan en Datos extendidos Fig. 2a. Se imprimieron cupones separados fijando la composición de la aleación a Ti–0.35O–3Fe y variando las condiciones de procesamiento AM. Las curvas de tensión-deformación por tracción de estas aleaciones y la aleación Ti–0.35O–3Fe fundida en molde de cobre se muestran en la Fig. 2b, c de Datos ampliados, mientras que la Fig. 3 de Datos ampliados muestra 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 una 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 extendida 1). La aleación de Ti–0.35O–3Fe recién colada demostró un εf más de un 50 % más bajo con σUTS similares.

Curvas de ingeniería de tensión-deformación de las aleaciones Ti–(0.14–0.67)O–(3.17–3.30)Fe, Ti–0.16O–0.062Fe y Ti–6Al–4V con contenido ultrabajo de hierro, impresas usando las mismas condiciones DED (escaneo láser velocidad: 800 mm min−1, intervalo de capa: 15 s; consulte la Tabla 2 de datos ampliados para conocer 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 de 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 en 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 está dentro del rango experimental típico informado de >70 MPa /0,1% en peso de O (ref. 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 del O y Fe en tres aleaciones, Ti–0.14O–3.23Fe, Ti–0.34O–3.25Fe y Ti–6Al–4V–0.22O–0.20Fe. En combinación con el contraste de fase diferencial integrado (iDPC), la microscopía electrónica de transmisión de barrido (STEM) permite realizar observaciones directas de elementos ligeros intersticiales31. Observamos una fuerte segregación de átomos de O en los bordes de malla α en la aleación Ti–0.34O–3.25Fe (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 nano-heteromicroestructura rara vez se observó en la aleación Ti-0.14O-3.23Fe con bajo contenido de oxígeno (Fig. 3b). El análisis de tomografía de sonda atómica (APT) confirmó las mismas observaciones (Fig. 3c y Datos extendidos Fig. 4a).

a,b, imágenes iDPC-STEM de las interfaces α/β en Ti–0.34O–3.25Fe y Ti–0.14O–3.23Fe. Los átomos de oxígeno se observan 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 de APT de Ti–0.34O–3.25Fe, que destacan 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 tensor 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 fuerza 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 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 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 HAADF-STEM ampliada de la derecha muestra la fuerte presencia de intersticiales 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 destaca la distribución no uniforme de Fe, mostrada por el contraste Z desigual, para el cual el eje de la 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–0.34O–3.25Fe 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 indican la fuerza 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 O (Fig. 3d). Esto es indicativo de una mayor contribución de unión en la red de los intersticiales O, que sugerimos contribuye al fortalecimiento al impedir aún más el movimiento de dislocación. La figura 3e muestra una colección de intersticiales O en una dislocación en un borde de fase α, similar a las atmósferas de Cottrell en cristales BCC32, registrados usando iDPC combinado y técnicas de campo oscuro anular de ángulo alto (HAADF)-STEM. La dislocación está efectivamente fijada 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 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 de Ti–6Al–4V–0.22O–0.20Fe contenía una cantidad sustancial de O (0,27% at) (Datos ampliados, Fig. 4b,c), de acuerdo con la literatura (Tabla complementaria 4). Nuestros datos de APT también mostraron que la fase α estaba virtualmente libre de Fe (0.02% at; Fig. 3c), mientras que la cantidad sustancial de Fe en la fase β no estaba distribuida 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 para la interfaz (Fig. 4c). Estas predicciones respaldan completamente las observaciones en la Fig. 3. Además, las configuraciones de separación del cuarto y tercer vecino más cercano fueron las más favorables para los pares Fe-Fe en la fase β (Fig. 4d), mientras que el quinto 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 15 at% Fe en β y 18 at% O en α. Estas estimaciones coinciden bien con nuestras medidas 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 de sustitución (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 (\(\bar{1}1\bar{2}\))/HCP de diez capas en el plano 1 × 2 ( \(\bar{1}100\)) estructura de interfaz (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 capa calculado para un átomo de O intersticial (b) y un átomo de Fe de sustitución (c) a lo largo de las interfaces. También se calculó la energía relativa en función de la separación de pares para O y Fe en cada fase. d,e, La energía total relativa calculada en función de la separación de pares para los átomos de O intersticiales del par en una supercélula HCP-Ti de 96 átomos (d) y los átomos de Fe de sustitución del par 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 los arreglos cristalográficos 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 extendidos Fig. 5). El primero está cerca de \(\{10\bar{1}1\}\) twinning33, posee una energía más baja que el último y, por lo tanto, es una configuración energéticamente preferida34,35.

La actividad de dislocación en la vecindad de las puntas de grietas por tracción determina si los materiales exhiben un comportamiento frágil o dúctil cuando ocurre la fractura36. La multiplicación activa de dislocaciones puede aliviar la concentración de tensiones y las puntas de grietas desafiladas, 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 fracción de gran volumen de la fase β prácticamente libre de oxígeno (Fig. 3c) y la nanoheterogeneidad de 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 colindantes 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 marañas de dislocaciones en el centro de los listones de la fase α en la aleación Ti–0.34O–3.25Fe, mientras que la multiplicación extensa de dislocaciones fue evidente en la fase β (Datos extendidos, Fig. 6). Esto proporciona evidencia directa para apoyar nuestra hipótesis anterior. En la aleación Ti–0.67O–3.30Fe, se observó multiplicación de dislocaciones, pero en menor medida (Datos ampliados Fig. 7), correspondiente a la deformación plástica general limitada (εf = 3,0%). La tendencia a la fractura aumenta con el aumento de la tensión de tracción aplicada (σ) hasta que el factor de intensidad de la tensión local K (proporcional a σ) excede el valor crítico para la fase α o los límites de grano anteriores-β o las regiones interfaciales entre el alto contenido de oxígeno. borde α-lath y fase β. Entonces se produciría una fractura local a través de uno o todos ellos, por ejemplo, cuando σ alcanzara 1.271 ± 6 MPa para la aleación Ti–0.67O–3.30Fe, lo que conduciría a un bajo εf.

La comprensión anterior se corresponde bien con las características de fractura de cada aleación (Datos ampliados Fig. 8a–f). Por ejemplo, la superficie de fractura de la aleación Ti–0.34O–3.25Fe constaba de hoyuelos grandes y profundos (multiplicación extensa de dislocaciones) y una porción de facetas con hoyuelos pequeños y poco profundos (menos dúctil). 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 anterior-β, indicativo de fractura inter-(anterior-β)-granular, y solo una fracción de grandes, hoyuelos profundos (multiplicación de dislocaciones localizadas). Las características de fractura de las otras aleaciones podrían entenderse de manera similar.

Las fracciones de fase relativas y los tamaños de grano también juegan un papel importante en los mecanismos de fortalecimiento. El aumento en la fracción de volumen de la fase β con el aumento de O proviene de 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 en la aleación Ti–0.67O–3Fe contenía 7.30% Fe versus 4.85% Fe en la fase β de la aleación Ti–0.14O–3Fe. En términos del aumento en el grosor de la malla α con el aumento de O, lo atribuimos a la temperatura de formación más alta de la fase α, que acelera la difusión y reduce la energía de deformación de la formación de la fase α.

Para resumir, hemos demostrado una integración entre el diseño de aleaciones y el diseño de procesos AM basado en simulación para crear una nueva clase de aleaciones α–β Ti–(0.35–0.50)O–3Fe fuertes y dúctiles (εf = 9.0 ± 0.5% a 21.9 ± 2,2 %; σUTS = 1034 ± 9 a 1194 ± 8 MPa), disponible en una amplia ventana de procesamiento de 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 laminillas finas α-β distribuidas dentro de los granos previos-β equiaxiales finos; (2) la alta potencia de O y Fe en el fortalecimiento de la fase α (prácticamente libre de Fe) y la fase β (alrededor del 30% en volumen, virtualmente 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 nano-heteropartición en la fase α que conduce a distribuciones de oxígeno alto (fuerte) y bajo oxígeno (dúctil) que afectan el naturaleza local del enlace atómico, mostrada por el DPC y el iDPC.

Se espera que estas aleaciones de Ti-O-Fe fuertes y dúctiles tengan implicaciones en una amplia gama de aplicaciones potenciales a temperatura ambiente (Nota complementaria 6). Además, el circonio esponjoso (Zr) se produce de la misma manera que el Ti esponjoso. Por lo tanto, lo mismo podría esperarse del uso de Zr esponja fuera de grado para desarrollar aleaciones de Zr-O-Fe fuertes y dúctiles. Además, este trabajo proporciona un camino potencial para la futura ingeniería intersticial por 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 % 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. Con fines de comparación, también se usaron polvos de una composición de CP-Ti de hierro ultrabajo (Ti–0.16O–0.062Fe) y una aleación de Ti–6Al–4V–0.22O–0.20Fe 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 pepitas de CP-Ti (Ti–0,13O–0,15Fe) y 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 fundición.

El módulo DED en Simufact Welding se usó para rastrear la evolución de la temperatura en la construcción25,38. La previsibilidad de Simufact Welding (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 un cupón 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 tener en cuenta las convecciones de la piscina de fusión, pero se centra en la conducción de calor38. Esta es una simplificación común en el modelado de soldadura porque tanto el metal de aporte como la escala de interfaz son insignificantes en comparación con las dimensiones del metal base39. En el caso del polvo metálico láser DED, el tamaño del baño de fusión es sustancialmente más pequeño que el tamaño del sustrato o de la pieza, de modo que la mayor parte del calor se aleja del baño de fusión hacia el sustrato.

Para usar el módulo DED, la geometría del depósito se introduce primero como un 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) por medio de la entidad de fuente de calor volumétrica en movimiento. Los elementos que son 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 están expuestos a la fuente de calor, 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 por encima de su temperatura de fusión o de liquidus.

La Tabla 2 de datos ampliados enumera los parámetros DED e ilustra la estrategia de exploración bidireccional utilizada para la simulación, incluido un tamaño de punto láser equivalente de 1,5 mm y una potencia 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 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 exploración bidireccional utilizada. Cada capa de número impar tiene nueve rutas de escaneo paralelas a la dirección de la longitud 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 exploración en capas previamente solidificadas. Por el contrario, cada capa de número par tiene 38 rutas de exploración cortas perpendiculares a la dirección de la longitud de la muestra. Sin embargo, cada una de estas rutas de exploración cortas no es térmicamente lo suficientemente fuerte como para dar como resultado un pulso térmico detectable en las capas previamente solidificadas. Colectivamente, solo conducen a un número limitado de pequeños pulsos térmicos. La Fig. 3 complementaria 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. Datos ampliados La Tabla 1 enumera las composiciones medidas de cada aleación fabricada en el rango de Ti–(0,14–0,67)O–(3,11–3,36)Fe. Todos se fabricaron con un sistema TRUMPF TruLaser Cell 7020 (láser de disco fino, 1030 nm). Se utilizó una placa de sustrato de CP-Ti de 12 mm de espesor para la deposición. Datos extendidos La tabla 2 enumera los parámetros de deposición experimental. Los cupones construidos (longitud: 40 mm, ancho: 10 mm, espesor: 5 mm) se muestran en la Fig. 1a y 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 ojo de cerradura) y dar como resultado laminillas α–β finas y cortas a través de 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 lugar del punto del láser, v velocidad de escaneo del láser ). No se recomienda el uso de valores elevados de Ed40. Esto es consistente con nuestras experiencias de usar el sistema TRUMPF para polvo metálico láser DED de Ti–6Al–4V en 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 un tamaño de punto de 1,5 mm para garantizar un baño de fusión lo suficientemente grande (≥1,0 mm3), que es importante para (1) mejorar la homogeneidad química cuando se utilizan polvos mixtos, (2) la uniformidad de la altura de la capa y (3) lograr una perfil térmico más estable en la construcción. Se encuentra 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 conduce 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 la capa de 200 μm y la tasa de flujo de polvo de 1,7 g min−1 se determinaron juntos a través de varios estudios experimentales previos para obtener (1) un cordón de soldadura consistente con una relación de aspecto de 3–4 a 1, (2) una alta -construcción de calidad que está esencialmente libre de defectos de falta de fusión (a través de la caracterización de la superficie de fractura, asistida con análisis de tomografía microcomputadora) 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 la que la temperatura de liquidus de nuestra aleación Ti–0.35O–3Fe diseñada es de aproximadamente 1659 °C.

El espacio de escaneo se seleccionó como 1,05 mm en función del 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 la uniformidad de la capa y la altura durante la construcción (una superposición de 30% mínimo se ha utilizado comúnmente).

El tiempo de intervalo de capa a capa (τ) se puede variar en un amplio rango. Un rango práctico es de 0 s a 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 preliminares seleccionados luego se sometieron a simulaciones sistemáticas utilizando Simufact Welding para cumplir con los siguientes dos criterios para obtener láminas α–β a través de la descomposición de la martensita α′: (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 apropiada en cada capa (≥ 480 °C, preferiblemente 600–750 °C) ( excluyendo las últimas capas) para permitir α′ → α–β.

Si los parámetros seleccionados no cumplen estos dos criterios, es necesaria una nueva selección por simulación hasta que lo hagan. La Tabla complementaria 3 resume la velocidad de enfriamiento promedio pronosticada en tres puntos seleccionados en la construcción antes de alcanzar los 800 °C (la temperatura inicial de martensita asumida, Ms), con una velocidad de escaneo que varía de 200 a 1,200 mm min-1 y el intervalo de capa que varía de 0 a 120 s. Todos cumplen la condición de refrigeración requerida.

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

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 horas o más41,42. Sin embargo, el efecto de los pulsos térmicos (Fig. 1b y Fig. 3 complementaria) introducidos durante la DED puede acelerar notablemente el proceso de descomposición25.

Por otro lado, la microestructura podría correr el riesgo de engrosarse severamente 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 con el aumento de la altura de construcción (Fig. 4 complementaria), lo que significa que la temperatura estabilizada de la primera capa no debe configurarse demasiado alta. Sobre la base de estas consideraciones, elegimos 480–800 °C en la Fig. 1c (la zona verde) como los límites de la historia térmica requeridos 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.

La velocidad de escaneo (600–800 mm min−1) y el tiempo de intervalo de capa (0–120 s) luego se variaron tanto dentro como fuera de la ventana de procesamiento informada por simulación para investigar las microestructuras resultantes y las propiedades de tracción de nuestro Ti–(0.15 –0.70)O–3Fe aleaciones.

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 falta de homogeneidad química que surge del uso de polvos mixtos. 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 de composición como el examen microestructural de diferentes lotes de cupones fabricados confirmaron una buena homogeneidad química general (consulte la Nota complementaria 2).

Se prepararon cupones de fundición de la aleación Ti–0.33O–3.11Fe utilizando un fundidor 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) enfriado por agua en la cámara de fusión tiene cinco cavidades hemisféricas (se limpian antes de usar). 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 por 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 bajo nivel de oxígeno.

Las pepitas de CP-Ti de barrido primero se fundieron tres veces para el barrido de oxígeno. Luego, la carga de aleación (45–55 g) se fundió y volvió a fundir ocho veces en total. El lingote de botón de aleación se volteó después de cada fusión para la homogeneización química. Luego se movió a la cavidad central de la solera de Cu enfriada 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 al abrir la válvula de evaporación de aire conectada a la cavidad del molde de Cu. A continuación, la aleación fundida se succionó con aire y se solidificó en una cavidad de molde de Cu refrigerada por agua (longitud: 120 mm, anchura: 12 mm, espesor: 5 mm). Se fabricaron cinco cupones siguiendo el mismo proceso.

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 el modo de electrones secundarios o de electrones retrodispersados. Realizamos un análisis cuantitativo de imágenes 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 de STEM se llevaron a cabo utilizando un microscopio de doble corrección Themis Z 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 4000X Si de CAMECA asistida por láser. Las muestras en forma de aguja se prepararon mediante el método de extracción y se molieron anualmente en un Ga FIB-SEM tradicional (Zeiss Auriga) y un plasma FIB-SEM (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 iones/átomos de i soluto y N representa el total número de conteos con el contenedor dado. El tamaño del contenedor es de 0,2 nm.

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

Los cupones rectangulares fabricados con DED (Fig. 1a) y fundidos se mecanizaron en especímenes de tracción similares a huesos 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 Fig. 5 complementaria muestra una matriz de diez cupones fabricados y la extracción esquemática de cada muestra de tracción. Esto es para asegurar que cada lote de especímenes de tracción tenga microestructuras consistentes para una alta repetibilidad. Como se muestra en la Fig. 4 complementaria, en la ventana de procesamiento seleccionada (la zona verde), la estabilización de la temperatura promedio ocurre desde la octava o novena capa de deposición. Aunque la temperatura promedio aumenta con el aumento de la altura de construcción, el aumento en cada ocho capas después de la capa 9 se limita a aproximadamente 30 °C (insignificante para la evolución microestructural). El examen microestructural de diferentes lotes de especímenes de tracción a lo largo de la altura de construcción confirmó microestructuras consistentes (consulte la Nota complementaria 2).

Todos los especímenes 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 analizó brevemente el problema de la repetibilidad de las curvas de tensión-deformación por tracción producidas en este trabajo (Datos ampliados, Fig. 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 restringió a la etapa de retención 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 espera isotérmica. No se usó para predecir el proceso de enfriamiento lejos del equilibrio. El tiempo de mantenimiento isotérmico en cada temperatura estabilizada prevista es de hasta alrededor de 14 minutos en cada construcción. Se calcula así: el tiempo de depósito de cada capa impar (por ejemplo, 35,85 s a 600 mm min−1) + el tiempo de depósito de cada capa par (por ejemplo, 37,71 s a 600 mm min−1 ) + cada tiempo de intervalo de capa a capa (15 s). Por lo tanto, es para una aproximación isotérmica, aunque el proceso de deposición es un proceso alejado del equilibrio.

Los cálculos de DFT se realizaron utilizando la aproximación de gradiente generalizado44 y el método de onda aumentada del proyector implementado en el código VASP45. La energía de corte para conjuntos de base de onda plana fue de 500 eV. Los puntos k de Monkhorst-Pack se mallaron en 6 × 6 × 6, 8 × 8 × 8 y 6 × 6 × 1 para los modelos a granel 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 HCP (\(\bar{1}100\)) losa de superficie son a = 4,6250 Å y b = 2,9236 Å. Los valores a son muy similares pero el valor BCC b es aproximadamente el doble del valor HCP b. Por lo tanto, construimos un BCC de diez capas en el plano 1 × 1 (\(\bar{1}1\bar{2}\))/HCP de diez capas en el plano 1 × 2 (\(\bar{1 }100\)) estructura de interfaz (Fig. 4a, diez capas en cada lado) para simular una interfaz α/β.

Todos los datos básicos 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, Extended Figura de datos 5, Figura complementaria 4 y Tabla complementaria 8). Los datos de origen adicionales (>40 GB) que conducen a estos datos básicos están disponibles de los autores correspondientes sin ninguna restricción.

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Agradecemos el apoyo del Australian Research Council (DP180103205, DP220103407, DP200100940, DP200102666, DP190102243 and IC180100005), el programa de Iniciativa de Investigación Universitaria Multidisciplinaria de Australia y EE. 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 de la Oficina 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, incluidos S. Luo por los debates sobre la adición de oxígeno al titanio, A. Jones por imprimir las muestras para la Fig. 15 complementaria (con la asistencia de Z. Wu) y la Fig. 19 complementaria (con la asistencia de Q. Zhou), Q. Zhou por realizar las pruebas de tracción para la figura complementaria 19, 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 de fundición. . TS agradece a A. Jones por capacitarla en el sistema TRUMPF TruLaser Cell 7020. Nuestros cálculos DFT fueron respaldados por la Infraestructura Computacional Nacional (NCI), con la facilitación experta del equipo del Centro de Informática de Sydney en la Universidad de Sydney. Tanto Microscopy Australia como el NCI cuentan con el respaldo del Esquema Nacional de Infraestructura de Investigación Colaborativa del Gobierno de Australia.

Estos autores contribuyeron por igual: Tingting Song, Zibin Chen

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

Canción tintineante, Shenglu Lu, Milan Brandt y Ma Qian

Escuela de Ingeniería Aeroespacial, Mecánica y Mecatrónica, Universidad de Sídney, Sídney, 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 los comportamientos de las fracturas. HW asistido en experimentos de microscopía electrónica y análisis 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 están disponibles.

Nota del editor Springer Nature se mantiene neutral con respecto a los 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 con Fe. d, Una fase de fleck β seleccionada para el análisis de barrido lineal EDS. También se muestra la porosidad como colada. e, el escaneo de línea EDS confirma aún más el alto contenido de Fe en la mancha β que se muestra en d. f, Una imagen de electrones retrodispersados que muestra las laminillas α–β en esta aleación recién colada.

a, Cambiando la composición de la aleación pero no 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–0.35O–3Fe (por diseño) fabricado mediante fundición en molde de cobre enfriado con agua como parte de los estudios de control.

a–e Por DED con diferentes velocidades de escaneo y tiempos de intervalo de capa. f, Por fundición en molde de cobre refrigerado 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 empobrecida en Fe circundante es la fase α. Los umbrales para la superficie de isocomposición para 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 aleación Ti–6Al–4V–0.22O–0.20Fe fabricada con DED (800 mm min−1, 15 s). Los dos planos negros similares a grietas son superficies de isoconcentración de 10 at% V, que representan los límites de fase 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 similares a grietas) es la fase β, que se encuentra entre dos fases α. Consulte la Tabla complementaria 4 para obtener los resultados cuantitativos.

Se analizaron más de 105 variantes α en cada aleación usando EBSD. Al considerar solo las laminillas variantes α colindantes (es decir, al eliminar el listón intermedio de la fase β), la desorientación \([11\bar{2}0]\)/60° prevalece en las aleaciones de Ti–O–Fe , mientras que la desorientación \([\bar{10}55\bar{3}]\)/63.26°) prevalece en la aleación Ti–6Al–4V–0.22O–0.20Fe. Las aleaciones a–d y f se fabricaron con las mismas condiciones 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 otras condiciones no cambiaron (Tabla 2 de datos ampliados).

Datos fuente

El área seleccionada está cerca de la superficie de fractura por tracción. a,b,d,e, imágenes de campo claro, 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 era de esperar, 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 claro, 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 era de esperar, se observaron más dislocaciones en la fase β, que está virtualmente 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 1 de datos ampliados.

Este archivo contiene figuras complementarias. 1–20, tablas complementarias 1–8, notas complementarias 1–7 y referencias complementarias.

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Reimpresiones y permisos

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

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Recibido: 08 noviembre 2021

Aceptado: 14 de marzo de 2023

Publicado: 31 mayo 2023

Fecha de emisión: 01 de junio de 2023

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

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