Efecto de los parámetros de procesamiento sobre la textura y la selección de variantes de

Scientific Reports volumen 12, Número de artículo: 16168 (2022) Citar este artículo

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Entre los materiales que se pueden fabricar con fusión láser en lecho de polvo (LPBF), se pueden destacar los aceros martensíticos, con excelente soldabilidad, resistencia y tenacidad a la fractura. Sin embargo, los efectos de los parámetros de procesamiento y los mecanismos que rigen la textura construida aún no están claros. Una publicación reciente mostró un índice de textura bajo en la austenita previa, en contraste con otras aleaciones sometidas a LPBF con la misma estrategia. Los autores sugirieron varias hipótesis, aunque no se sacaron conclusiones. Este trabajo tiene como objetivo investigar estos hallazgos mediante el uso de un acero martensítico 300 procesado en diferentes condiciones, es decir, diferente impresora, espesor de capa de polvo y modo de emisión láser. Para ello se han utilizado la Difracción de Rayos X, la Difracción de Retrodispersión de Electrones y la Microscopía Electrónica de Barrido. Los resultados muestran que el tratamiento térmico intrínseco al proceso LPBF no afecta a los granos austeníticos previos, cuya textura y morfología permanecen invariables durante todo el proceso. Además, para los rangos estudiados, la textura de la microestructura no está relacionada con el espesor de la capa de polvo ni con el modo de emisión del láser, aunque podría verse afectada por la potencia del láser o la estrategia de escaneo. Finalmente, se ha observado un bajo grado de selección de variantes, donde las variantes seleccionadas son aquellas que contribuyen a una textura rotatoria cúbica martensítica.

La fabricación aditiva (FA), comúnmente conocida como impresión 3D, es un proceso de fabricación que consiste en la deposición, fusión, fusión y unión incrementales capa por capa del material1. Entre sus beneficios, se puede destacar la posibilidad de fabricar piezas complejas a la vez, utilizando una cantidad óptima de material2. Entre los diferentes tipos de procesos de FA para metales, algunos de los más importantes se basan en la fusión en lecho de polvo: la fusión en lecho de polvo por láser (LPBF) y la fusión por haz de electrones (EBM)3.

En LPBF, una capa de polvo de un espesor determinado se deposita encima de las capas previamente fundidas. Posteriormente, la capa se funde y se fusiona con las capas previamente fundidas mediante un láser3 caracterizado por varios parámetros, como la potencia, la velocidad, el diámetro del haz, la longitud de onda o el modo de emisión. Una selección óptima de los parámetros del proceso puede ayudar a reducir la porosidad de la estructura final, mejorando así las propiedades mecánicas de la pieza4. Se proporcionan muchas opciones de escaneo en las máquinas LPBF comerciales, donde la más utilizada es probablemente la estrategia de sombreado5. Durante la eclosión, el láser normalmente se mueve con una velocidad determinada a lo largo de líneas paralelas, cuya dirección se denomina dirección de exploración (SD). La distancia entre ellos se denomina espaciamiento de sombreado y la dirección perpendicular a las secciones de deposición se denomina dirección de construcción (BD). La rotación de los SD en capas sucesivas es una estrategia común, donde se ha propuesto la rotación de 67° (ángulo de sombreado) para maximizar el número de capas con diferentes SD6. Las máquinas LPBF comerciales también ofrecen diferentes tipos de modo de emisión láser, como se mencionó anteriormente. Según el modo de emisión del láser, los láseres pueden ser de onda continua (CW) o de onda pulsada (PW). Los láseres de emisión CW emiten radiación continua de intensidad constante, mientras que los láseres de emisión PW emiten pulsos de luz espaciados regularmente y muy cortos. Debido a su carácter continuo, los láseres de emisión CW crean charcos de fusión (MP) alargados, que se denominan pistas. Por otro lado, los láseres de emisión PW dan lugar a grupos de MP que pueden superponerse entre sí. Los parámetros del modo de emisión PW son: distancia al punto (distancia entre MPs adyacentes), tiempo de exposición (tiempo que el láser está parado en un punto dado, mientras está encendido) y jump delay (tiempo durante el cual el láser está apagado mientras se mueve al punto siguiente). Para tiempos de exposición cortos y retrasos de salto largo, se atribuye a los láseres de emisión PW que conducen a tasas de solidificación más rápidas y evitan el calentamiento, lo que minimiza la distorsión térmica7.

Si bien las aleaciones no ferrosas se concibieron inicialmente como candidatas perfectas para el proceso LPBF, el estudio de la familia de aleaciones más exitosa, los aceros, procesados mediante esta técnica, no se queda atrás8. Entre los aceros, se pueden destacar los aceros martensíticos, caracterizados por contenidos de carbono muy bajos y por fracciones muy altas de elementos de sustitución a precipitar durante un tratamiento de envejecimiento posterior9. Su excelente soldabilidad y propiedades mecánicas (resistencia ultra alta y tenacidad a la fractura) los hacen ideales para aplicaciones que requieren una alta relación resistencia-peso, como trenes de aterrizaje y raíles de listones para la industria aeroespacial, así como piezas de alto rendimiento en la planta de energía y las industrias de moldeo por inyección8.

Los aceros martensíticos de grado 300 son los aceros martensíticos más ampliamente utilizados en FA y han mostrado una microestructura resultante8 diferente a la obtenida mediante el procesamiento convencional, con propiedades mecánicas comparables10. Sin embargo, no se puede descuidar la naturaleza cristalográfica anisotrópica del proceso LPBF, asociada al modo de solidificación, es decir, celular para aceros martensíticos 30011,12, ya la estrategia de barrido13. La textura cristalográfica está directamente relacionada con algunas propiedades mecánicas, por lo que es importante centrarse en este punto. Hasta el momento, los estudios han demostrado que una estrategia de escaneo de 90° disminuye el grado de anisotropía en la estructura martensítica, con respecto a la estrategia de no rotación13, debido a la rotación de la dirección del flujo de calor14. En la mayoría de los estudios sobre la textura de 300 aceros martensíticos sometidos a LPBF13,14,15, no se ha discutido la textura de la austenita madre. Además, en algunos casos, la textura martensítica se evaluó en base a escaneos EBSD de área pequeña, que podrían no haber sido representativos de las muestras13,14,15. Una publicación reciente de Kannan y Nandwana16 evaluó la textura de la austenita y la martensita originales, así como el fenómeno de selección de variantes, en la microestructura construida de un acero martensita 300 sometido a LPBF con una estrategia de escaneo desconocida, una potencia láser de ~ 110 W, una velocidad de escaneo de ~ 1500 mm/s, una distancia entre tramas de ~ 50 µm y un espesor de capa de ~ 45 µm. Demostraron que la martensita no presentaba ningún componente predominante de textura o fibra en la condición de construcción. También concluyeron que la austenita anterior presentaba una textura cúbica con fracciones menores de Goss rotado, aunque el índice de textura era bajo (máxima intensidad ODF < 2 MRD), en contraste con otras aleaciones sometidas a LPBF, como los aceros austeníticos17. Kannan y Nandwana16 sugirieron varias hipótesis que podrían explicar la falta de textura austenítica previa, es decir (a) el tratamiento térmico intrínseco durante el proceso de impresión podría haber llevado a la recristalización de la estructura austenítica previa; (b) la interacción de los poros con el material durante la solidificación podría haber llevado a la presencia de granos de austenita orientados aleatoriamente y (c) la textura aleatoria podría explicarse en función del gradiente térmico y el espacio de velocidad de solidificación, que dependen de los parámetros de procesamiento . Se informó que los fenómenos de selección de variantes eran insignificantes. Este trabajo tiene como objetivo investigar más a fondo estos hallazgos y responder a dos preguntas: (a) ¿la textura resultante y la selección de variantes pueden estar íntimamente asociadas a los parámetros de procesamiento y cómo? Y (b) ¿cómo afecta el flujo térmico y el tratamiento térmico intrínseco al proceso LPBF a la textura austenítica previa? Para hacerlo, LPBF procesó un acero martensítico 300 con una estrategia de escaneo de 67°, donde se variaron la impresora, el espaciado de la escotilla, el grosor de la capa y la emisión del láser para evaluar el efecto de estos parámetros en la microestructura final. Las microestructuras se estudiaron a diferentes alturas en términos de macrotextura y selección de variantes mediante difracción de rayos X y difracción de retrodispersión de electrones. Se incluyeron análisis detallados de gran aumento con microscopía electrónica de barrido para comprender mejor estos mecanismos de solidificación y transformación.

En este trabajo, LPBF utilizó polvo comercial Maraging 300 para construir piezas. Las piezas fabricadas en Maraging 300 tienen una composición química que corresponde a la clasificación estadounidense 18 % Ni Maraging 300. La composición química del acero, la densidad relativa y la densidad se incluyen en el material complementario A.

En este trabajo se tomaron como referencia piezas construidas por LPBF en una máquina EOS M270 (cilindros de 10 mm de altura y 6 mm de diámetro). La impresión se llevó a cabo bajo una atmósfera de N2, donde el modo de emisión del láser fue CW, la tasa de volumen (que es función de la potencia y la velocidad del láser) fue de 3 mm3/sy el espesor de la capa fue de 40 μm. La estrategia de sombreado de una capa individual consistió en un patrón de meandro con un espaciado de sombreado de 100 μm. Las capas sucesivas se rotaron en un ángulo de 67°.

Las condiciones adicionales estudiadas en este trabajo fueron construidas por una impresora RENISHAW bajo una atmósfera de Ar, con una potencia láser de 250 W y una velocidad láser promedio de 1000 mm/s. La estrategia de sombreado de una capa individual consistió en un patrón de meandro con un espaciado de sombreado de 80 μm, donde el SD se giró 67 ° entre capas consecutivas. Se variaron sistemáticamente dos parámetros. El primero de estos parámetros fue el espesor de capa, que tomó valores de 50 y 100 μm. El segundo fue el modo de emisión láser, que se estableció como CW o PW. Los valores de distancia del punto, tiempo de exposición y salto de retardo fueron 20 μm, 20 μs y 0 μs para el láser CW y 70 μm, 60 μs y 10 μs para el láser PW, respectivamente. En este caso, las muestras construidas fueron prismas cuadrados con una altura de 10 mm y una longitud de lado cuadrado de 10 mm y se mecanizaron para obtener cuatro muestras con secciones de 4 × 4 mm2. Ninguna de las condiciones en este trabajo presentó porosidad significativa. A partir de ahora, las condiciones se identifican según su impresora, espesor de capa y modo de emisión del láser. En el Material complementario B se puede encontrar una representación simplificada de la evolución del aumento de potencia y distancia a lo largo de una pista en función del tiempo para las diferentes condiciones de impresión, así como un esquema de la rotación del escaneo.

Las capas primera (inferior) y última (superior) se sometieron a medidas de textura por difracción de rayos X. Para ello, tanto la capa inferior como la superior se sometieron a procedimientos de metalografía estándar, seguidos de varios ciclos de grabado y pulido. Las mediciones XRD se realizaron con un difractómetro de rayos X Bruker AXS D8, con un tubo de rayos X Co que funciona a 40 kV y 30 mA en geometría de haz paralelo y equipado con un detector sensible a la posición lineal LynxEye. Los patrones de difracción convencionales se recopilaron en geometría Bragg-Brentano en un rango de 2θ de 45 ° a 135 ° con un tamaño de paso de 0,01 °. Estos perfiles XRD se analizaron utilizando la versión 4.2 del programa TOPAS (Bruker AXS), identificando picos de martensita (\(\alpha ^{\prime}\)) y austenita retenida (\(\gamma^{ + }\)) . Posteriormente, tres figuras polares incompletas (PF), correspondientes a los planos \(( {2\; 0 \;0} )_{\alpha ^{\prime}}\), \(( {2\; 1 \; 1} )_{\alpha ^{\prime}}\) y \(( {1\;1 \;0} )_{\alpha ^{\prime}}\), se midieron en el modo de retrorreflexión , usando una distancia polar en el rango de 0° a 70°. En todos los casos, el uso de un colimador de 1 mm de diámetro y un detector lineal centrado en la posición 2θ de estas reflexiones permitió recoger toda la intensidad difractada distribuida en el rango angular en las proximidades del punto de enfoque ideal. Como se cubrió todo el perfil del pico en las posiciones ideales del ángulo de Bragg, se compensó la pérdida de intensidad debida al desenfoque. Por otro lado, la contribución de fondo se eliminó utilizando mediciones lo suficientemente alejadas del borde del pico en el lado de cada reflexión. De los PF experimentales, la función de distribución de orientación (ODF); se derivó mediante el uso del método de de la Vallée Poussin18 implementado en la caja de herramientas MTEX19 de MATLAB®, asumiendo una estructura de red cúbica y una simetría de muestra triclínica, y posteriormente corregida por efecto fantasma. Con respecto a la textura de \(\gamma^{ + }\), las bajas intensidades que se detectaron (fracciones volumétricas de máximo 7 ± 3%), no permitieron realizar mediciones de textura. Sin embargo, la textura \(\gamma^{ + }\) se estudió indirectamente comparando el difractograma medido con el predicho por el enfoque de Rietveld sin corrección de textura20.

Las microestructuras ubicadas en el medio, tanto en la sección transversal (T) como longitudinal (L) de la muestra construida en la máquina EOS M270, aproximadamente a una altura de 5 mm, también se caracterizaron por Difracción de Retrodispersión de Electrones (EBSD) en un Microscopio electrónico de barrido de haz de iones focalizados compacto Zeiss Auriga (FIB-SEM), que funciona a 20 kV. El Material complementario B incluye un croquis que muestra la ubicación de estas dos secciones. Se escanearon dos áreas de 570 × 765 µm2 por sección, con un tamaño de paso de 1 µm. En todos los casos, solo se consideró la estructura martensítica, ya que la fracción de volumen de austenita retenida era muy baja y era difícil de indexar para ese tamaño de paso dado. Ambas secciones se analizaron posteriormente a gran aumento (74 × 80 μm2) utilizando un tamaño de paso de 0,1 μm. Ambas fases bcc y fcc se consideraron con este aumento. Los análisis de datos de EBSD fueron realizados por MATLAB®, específicamente por su caja de herramientas MTEX19.

Las imágenes SEM, correlativas a los escaneos EBSD de gran aumento, se realizaron después de pulir y grabar ligeramente la muestra con una solución de Nital al 2%, utilizando un JEOL JSM-6500 FEG-SEM con un detector de electrones secundarios. Debido al ligero procedimiento de pulido y grabado y al hecho de que los escaneos EBSD se realizan sobre una superficie inclinada, estas micrografías SEM podrían estar ligeramente distorsionadas con respecto a sus mapas correspondientes.

Como primera aproximación para evaluar el efecto de los parámetros de procesamiento sobre la textura tanto de \(\alpha ^{\prime}\) como de \(\gamma^{ + }\), se estudiaron los difractogramas XRD. La Figura 1 muestra en azul un difractograma XRD ejemplificado recolectado de la condición de láser EOS—40 μm—CW, donde se identificaron los picos de martensita y austenita retenida, aunque el porcentaje de volumen de la última fase fue bastante bajo, es decir, < 7 ± 3%. El difractograma calculado por el método de Rietveld sin corrección de textura se superpone a la figura en rojo y la diferencia entre los datos medidos y calculados se muestra en la parte inferior en verde. Las discrepancias entre los datos medidos y calculados son evidentes, denotando que ambas fases presentan textura. Especialmente, los picos correspondientes a los planos (2 0 0) tanto de \(\alpha ^{\prime}\) como de \(\gamma^{ + }\) que muestran valores significativamente diferentes con respecto a sus intensidades medidas. Este comportamiento se observó para todas las condiciones estudiadas. Esto sugiere que ambas fases presentan componentes de textura o fibras donde las direcciones \(\langle {1\;0\;0} \rangle\) son paralelas a la BD. Sin embargo, como se mencionó anteriormente, la fracción de bajo volumen de \(\gamma^{ + }\) no permitió medir su textura, por lo que las mediciones de textura XRD solo se realizaron en \(\alpha ^{\prime}\).

Ejemplo de difractograma XRD medido (azul) obtenido para la condición de láser EOS—40 μm—CW, donde se identifican picos de martensita \(\alpha ^{\prime}\) y austenita retenida \(\gamma^{ + }\) . En rojo se muestra el difractograma calculado por el método de Rietveld sin corrección de textura, donde en verde se muestra la diferencia de este difractograma calculado con respecto al medido y en negro el fondo.

Posteriormente, se realizaron mediciones de textura XRD para evaluar el efecto de los parámetros de procesamiento mencionados en la textura \(\alpha ^{\prime}\). La Figura 2 muestra las secciones ODF \(\varphi_{2}\) = 0° y \(\varphi_{2}\) = 45° correspondientes a la matriz martensítica en la capa superior de las muestras de este estudio. Como se puede observar, todos ellos se caracterizan por tener componentes de textura de cubo rotado {0 0 1} \(\langle {1\;1\;0} \rangle\) , donde la intensidad máxima nunca es superior a 4 MRD. En algunos casos, por ejemplo, la condición EOS, el componente de textura de cubo rotado parece haber evolucionado hacia una fibra \(\langle {0\;0\;1} \rangle\)//BD, que no corresponde a la fibra medida inicialmente. FP incompleto. De manera similar, en algunos casos, por ejemplo, RENISHAW—100 μm, un \(\langle {0\;1\;1} \rangle\)//BD muy débil está presente en las secciones ODF. No se observa un efecto evidente de los parámetros de procesamiento, en los rangos estudiados en este trabajo.

(a,c,e,g,i,k) \(\varphi_{2}\) = 0° y (b,d,f,h,j,l) \(\varphi_{2}\) = 45 ° Secciones ODF correspondientes a la matriz martensítica de la capa superior de las muestras (a–j) y a un boceto que representa algunos componentes de textura importantes o texturas que se nombran en el texto principal (k, l). Los datos corresponden a (a, b) EOS—40 μm—láser CW; (c, d) RENISHAW—50 μm—láser CW; (e,f) RENISHAW—50 μm—láser PW; (g, h) RENISHAW: 100 μm: láser CW y (i, j) RENISHAW: 100 μm: láser PW. Las intensidades corresponden a la barra de colores del lado derecho, donde las unidades son múltiplos de distribución aleatoria (MRD).

Para evaluar la variación de la textura con ciclos de recalentamiento, durante el proceso de impresión, la Fig. 3 incluye las secciones \(\varphi_{2}\) = 0° y \(\varphi_{2}\) = 45° ODF correspondientes a la matriz martensítica de las capas inferior y superior de las muestras de este estudio. Tenga en cuenta que todas las condiciones presentaron una tendencia similar, aunque aquí solo se muestran dos de ellas, en aras de la simplicidad. Como se puede observar, la variación de la textura no es muy pronunciada, es decir, los valores máximos de intensidad se mantienen similares independientemente de la capa, por lo que se podría considerar cualquier variación en el rango de la barra de error del equipo y el cálculo del ODF.

(a,c,e,g,i) \(\varphi_{2}\) = 0° y (b,d,f,h,j) \(\varphi_{2}\) = 45° ODF secciones correspondientes a la matriz martensítica de las capas superior (a,b,e,f) e inferior (b,d,f,h) de las muestras y a un boceto que representa algunos componentes de textura importantes o texturas que se nombran en el texto principal ( yo, j). Los datos corresponden a (a–d) RENISHAW—50 μm—láser PW y (e–h) RENISHAW—100 μm—láser PW. Las intensidades corresponden a la barra de colores del lado derecho, donde las unidades son múltiplos de distribución aleatoria (MRD).

La caracterización de la textura XRD fue seguida por una caracterización EBSD más detallada de la condición del láser EOS—40 μm—CW, que se consideró representativa de todas las condiciones estudiadas. Los mapas, escaneados en las secciones transversales y longitudinales medias de las muestras, se muestran en la Fig. 4. Las Figuras 5a–h y m,n comparan \(\varphi_{2}\) = 0° y \(\varphi_{2 }\) = secciones ODF de 45° correspondientes a los mapas de EBSD al ODF a partir de datos XRD medidos para la misma condición, donde se puede confirmar que las texturas son similares en términos de componentes de máxima intensidad, con la excepción de que \(\langle { 0\;0\;1} \rangle\)//BD y \(\langle {0\;1\;1} \rangle\)//BD solo fueron detectadas por XRD, mientras que \(\langle { Se observó fibra 1\;1\;1} \rangle\)//BD en la sección transversal por EBSD. Tenga en cuenta que la penetración de los rayos X en las estructuras de Fe es de aproximadamente 30–50 µm, mientras que EBSD solo permite analizar la superficie de la muestra, lo que significa que solo se analiza una capa por condición, excepto cuando se escanea la sección longitudinal con EBSD. Además, como se mencionó anteriormente, el PF incompleto inicial medido por XRD no mostró ninguna fibra. La razón de la presencia de estas fibras probablemente se deba a la incertidumbre en el cálculo de la ODF, dadas las bajas intensidades de los FP incompletos medidos.

Mapas EBSD de martensita de la condición de láser EOS—40 μm—CW, tomados en la sección transversal (a, b) y la sección longitudinal (c, d). Los píxeles se colorean de acuerdo con su color de Figuras polares inversas (IPF), correspondientes a la dirección del edificio: perpendicular al mapa para (a,b) y horizontal para (c,d). Los límites de grano de austenita anteriores se superponen en los mapas.

(a,c,d,g,i,k,m) \(\varphi_{2}\) = 0° y (b,d,f,h,j,l,n) \(\varphi_{2} \) = secciones ODF de 45° correspondientes a la matriz martensítica de las capas media (e–l), superior (a,b) e inferior (c,d) de las muestras y a un boceto que representa algunos componentes de textura importantes o texturas que se nombran en el texto principal (m,n). Los datos corresponden a datos de martensita medidos en la condición de láser EOS—40 μm—CW por (a–d) XRD y (e–h) EBSD (secciones transversales en T y longitudinales en L) y a datos de austenita reconstruidos obtenidos a partir de los datos de EBSD (i –l). Las intensidades corresponden a la barra de colores del lado derecho, donde las unidades son múltiplos de distribución aleatoria (MRD).

Las áreas EBSD fueron reconstruidas por el algoritmo desarrollado por Nyyssönen et al.21, que también permitió determinar la relación de orientación experimental (OR) refinando el OR de Kurdjumov-Sachs (KS), es decir, \(\langle { 0.18\; 0.18\ ; 0.97} \rangle\) 42.85°22. Se demostró que el OR experimental es \(\langle {0.{223}\;0.00{2}\;0.{975}} \rangle\) 44.33°, bastante lejos del OR teórico más común: la desorientación entre el OR experimental determinado y el OR definido por Nishiyama–Wassermann (NW), es decir, \(\langle { 0.2 \;0.08 \;0.98} \rangle\) 45.98°23,24, KS y Greninger-Troiano (GT) OR, es decir \(\langle { 0.12 \;0.18 \;0.98} \rangle\) 44.26°25, fueron 4.20°, 5.15° y 3.94°, respectivamente. La Figura 4 incluye los límites de los granos austeníticos previos, considerando un umbral de 10°, donde se puede observar cómo los granos austeníticos previos crecieron epitaxialmente a lo largo del BD, teniendo longitudes de cientos de micrómetros en algunos casos. Esta morfología de grano está relacionada con el crecimiento epitaxial, el modo de crecimiento observado en estructuras de solidificación rápida, como las de este estudio26,27,28,29,30,31,32. Aunque los tamaños de los granos no se distribuyen de manera homogénea a lo largo del área de estudio, aparentemente su tamaño no está relacionado con su posición con respecto a las pistas de fusión, considerando que los valores de espaciamiento de la escotilla y espesor de capa se encuentran en el rango de 50 a 100 µm. La textura de la austenita reconstruida se muestra en la Fig. 5i–l y m,n, donde se puede ver que, independientemente de la sección, un cubo {0 0 1}\(\langle {1\;0\;0 } \rangle\) predomina el componente de textura.

Para estudiar la selección de variantes se estimaron los porcentajes de área de cada una de las variantes del OR experimental. Para que la indexación de variantes sea consistente con el sistema de referencia global, las orientaciones de la austenita se redefinieron de modo que el eje BD estuviera contenido en el triángulo delimitado por las direcciones \([ {0 \;0\; 1} ]\) − \( [ {\overline{1}\; 1\; 1} ]\) − \([ {0 \;1 \;1} ]\). Aunque esta metodología se ha utilizado previamente en el pasado cuando se intentaba correlacionar las variantes con la deformación austenítica previa externa33,34, puede ser una forma sistemática de indexar variantes de diferentes granos austeníticos previos. La Figura 6a,b incluye los porcentajes de área cuantificada para cada variante. Las variantes se dividen en diferentes paquetes y grupos Bain, mientras que pares consecutivos de variantes pertenecen al mismo bloque. Esta división se realizó para evaluar si existe alguna relación entre su selección y su pertenencia a un determinado paquete, bloque o grupo Bain. Como se puede observar, aunque la selección de variantes no es muy fuerte en ningún caso, independientemente del tramo de estudio, las variantes 3, 4, 7, 8, 15, 16, 23 y 24 muestran un porcentaje de área ligeramente superior. Estas variantes pertenecen a diferentes paquetes y grupos de Bain, aunque siempre son variantes de emparejamiento pertenecientes a un mismo bloque cristalográfico.

Estudio de selección de variantes, donde (a,b) representan los porcentajes de área correspondientes a cada número de variante para la condición de láser EOS—40 μm—CW. Los datos corresponden a los mapas EBSD tomados en (a) sección transversal y (b) secciones longitudinales. Las líneas discontinuas representan el porcentaje de área que se esperaría sin la selección de variantes. Las áreas grises muestran a qué paquetes pertenecen las variantes, mientras que los colores de los marcadores cambian según el \(BG\) al que pertenece la variante. Las subfiguras (c,d) muestran las cifras teóricas de los polos (PF) correspondientes a (c) la austenita anterior y a (d) la martensita resultante, calculadas aplicando la relación de orientación correspondiente a todas las variantes (en rojo) o solo a las variantes seleccionadas (en azul). Los PF corresponden a la BD.

Para evaluar la contribución de estas variantes seleccionadas a la macrotextura, se calcularon las texturas teóricas que se esperarían si se formaran todas las variantes versus solo las variantes seleccionadas, dada la textura austenítica previa medida, y se incluyen en la Fig. 6c, d . Para simplificar el cálculo, se supuso que la textura de austenita consistía únicamente en un componente de cubo, {0 0 1}\(\langle {1\;0\;0} \rangle\). Como se puede observar, las variantes seleccionadas son aquellas que se acercan lo más posible a una textura de cubo rotado martensítico, es decir, el ángulo de desorientación entre las variantes seleccionadas y una orientación cúbica rotada es de 9,8°.

Finalmente, la microestructura fue estudiada en detalle a mayor aumento. La Figura 7 incluye el estudio SEM-EBSD correlativo para la condición EOS de referencia, correspondiente a las secciones transversal y longitudinal, respectivamente. Ambas imágenes incluyen una micrografía SEM (Fig. 7a, d), su correspondiente bcc y mapas anteriores reconstruidos de figura de polo inverso (IPF) fcc (austenita) (Fig. 7b, c y e, f), donde el color IPF corresponde a la BD. No se muestra ningún mapa de fcc retenido ya que la fase de fcc apenas estaba indexada, es decir, solo el 0,01 y el 0,08% estaban indexados en las secciones transversal y longitudinal, respectivamente. La baja indexación se debe al tamaño de las características de fcc, lo que hace que la indexación del patrón de Kikuchi sea más compleja, dado el tamaño del punto del haz. Con respecto a las figuras, mientras que el BD es perpendicular a la sección transversal en la Fig. 7a–c, se indica con una flecha en el lado superior derecho de las subfiguras en la Fig. 7d–f. Además, los límites de MP se resaltan mediante líneas discontinuas negras gruesas y los límites de los subbloques bcc (definidos como áreas en las que los valores del ángulo de desorientación eran inferiores a 6°) se representan mediante líneas continuas negras más delgadas.

Resultados correlativos (a,d) SEM (b,c,e,f) EBSD correspondientes a las secciones transversal (a–c) y longitudinal (d–f) de la condición EOS—40 μm—láser CW, donde el SD y las BD están indicadas por una flecha gris y una negra, respectivamente, y donde las orientaciones de EBSD están coloreadas de acuerdo con su color IPF—BD. Los datos EBSD corresponden a (b, e) la fase bcc y (c, f) la correspondiente fase fcc anterior reconstruida. Las líneas negras discontinuas representan el límite de MP y las flechas representan las diferentes direcciones de crecimiento de colonias en un grano de fcc anterior dado. Cada una de las flechas está identificada por un ID.

Ambos análisis SEM-EBSD correlativos son útiles para comprender el proceso de impresión. Con respecto a la sección transversal, la figura 7a muestra dos límites de MP diferentes, lo que implica que la sección de corte estaba por debajo de la región de superposición de MP. Además, se muestra cómo crece una colonia celular perpendicular al límite derecho del MP hacia el MP del lado derecho, lo que sugiere que este MP se formó después del del lado izquierdo. El hecho de que las colonias celulares tiendan a crecer lo más perpendicular posible al límite de MP (a lo largo del flujo de calor)35 sugiere que el MP izquierdo se volvió a fundir durante el proceso de impresión. Con respecto a los granos fcc previos, la Fig. 7c evidencia, una vez más, el crecimiento epitaxial de los granos austeníticos previos a través del límite MP, donde la mayoría de los granos fcc previos tienen formas irregulares y su tamaño no varía al acercarse al límite MP. . En el caso resaltado, la dirección de crecimiento de la colonia celular no mantiene su dirección de crecimiento al cruzar el límite de MP, pero aparentemente gira 90°.

En cuanto a la sección longitudinal, los granos previos de fcc se alargan debido a su crecimiento epitaxial en la dirección de máxima extracción de calor, aproximadamente paralela a la BD, como se puede observar en la Fig. 7f, donde algunos granos dejan de crecer al encontrarse con otro grano, es decir, competitivo crecimiento. Además, en algunos casos, la dirección de crecimiento de la colonia celular no mantiene su dirección de crecimiento al cruzar el límite de MP, sino que aparentemente gira 90° en el plano de observación.

Para estudiar más a fondo este fenómeno, se seleccionaron varias colonias de la Fig. 7a, d, donde todas las colonias en un mapa dado pertenecen al mismo grano fcc anterior, es decir, el grano fcc anterior naranja en la Fig. 7c y el grano fcc anterior amarillo en Figura 7f. Las direcciones de crecimiento de estas colonias se identificaron en las micrografías de la Fig. 7a, dy se representaron con flechas negras. Con base en la morfología de los límites celulares y de acuerdo con trabajos previos, se asumió que las direcciones de crecimiento de las colonias eran perpendiculares o paralelas a la sección estudiada36. Sin embargo, cabe mencionar que podrían existir pequeños desajustes que podrían afectar el cálculo posterior.

Las direcciones cristalográficas fcc anteriores que corresponden a las flechas dibujadas se calcularon a partir de los datos EBSD y se incluyeron en la Tabla 1. Además, los ángulos mínimos entre las direcciones cristalográficas calculadas y las direcciones pertenecientes a \(\langle {1\; 0 \ ;0} \rangle\) familia fueron calculadas. Como puede verse, todos los ángulos mínimos con respecto a la familia \(\langle {1 \;0 \;0} \rangle\) son inferiores a 16,5°. Con respecto a las demás condiciones, también presentaron crecimiento epitaxial. Además, este fenómeno, donde las colonias giran 90 °, se ha observado en todas las condiciones estudiadas a lo largo de toda la microestructura, encuentre micrografías SEM en el Material complementario C.

Finalmente, independientemente de la sección, se puede ver que la fase bcc se transformó a partir de la fase fcc anterior, formando subbloques que a veces cruzaron los límites de MP, como se puede ver en la Fig. 7b,e.

La primera de las preguntas a responder en este trabajo es cuál es el efecto del gradiente térmico y la velocidad de solidificación, es decir, los parámetros de procesamiento, sobre la austenita previa y las texturas martensíticas. Este trabajo sugiere que el efecto de la impresora, el espesor de la capa y el modo de emisión del láser sobre la textura de la matriz martensítica no es significativo para las condiciones estudiadas. La textura de martensita se mantuvo inalterada, es decir, mostrando componentes de textura de cubo rotado {0 0 1}\(\langle {1\;1\;0} \rangle\), independientemente de la condición. Debido a que la textura de martensita no varió significativamente, es justo suponer que tampoco lo hizo la textura de austenita anterior, que tiene una textura de cubo {0 0 1}\(\langle {1\;0\;0} \rangle\). Tenga en cuenta que las variaciones más grandes en el grosor de las capas o una estrategia de emisión de láser o una impresora diferentes aún podrían generar variaciones en la textura, para lo cual se necesita un estudio sistemático, que incluya diferentes parámetros en rangos más amplios. Sin embargo, se espera que el efecto de estos parámetros no sea tan significativo como el efecto de la potencia o la velocidad del láser. Dado que las colonias celulares crecen lo más perpendicular posible al límite de MP (a lo largo del flujo de calor)35, es justo suponer que la forma del baño derretido afecta directamente a la textura. La literatura sobre el efecto del espesor de la capa sobre las dimensiones de MP es todavía escasa. Los resultados experimentales muestran algunas discrepancias, ya que algunos autores concluyeron que las capas de polvo más gruesas conducen a MPs37 ligeramente más pequeñas, mientras que otros autores observaron el comportamiento opuesto38. Las simulaciones concuerdan con los últimos resultados, ya que señalan que los espesores de capa más gruesos conducen a temperaturas máximas más altas39 porque el polvo tiene una conductividad térmica más baja que el material a granel solidificado en las capas inferiores40,41. El efecto de los espesores de capa en la forma de MP es aún menos claro. Además, el modo de emisión del láser puede afectar a la evolución de la temperatura en un MP dado y, por tanto, a su forma y dimensiones. Para una potencia de láser fija, la temperatura pico de MP obtenida para un láser CW es similar a la obtenida para un láser PW durante el pulso42. Sin embargo, se ha demostrado que la temperatura cae drásticamente durante el retraso del salto en el caso del láser PW43. Además, el cambio del modo de emisión del láser también se ha asociado a la modificación de la forma del MP44. Por lo tanto, en teoría, los MP obtenidos por el modo láser CW deberían estar más alargados a lo largo de la SD que los MP obtenidos por el láser PW.

Como se mencionó anteriormente, Kannan y Nandwana16 informaron que la microestructura martensítica se formó al someter un acero martensítico 300 a LPBF con una estrategia de rotación de barrido desconocida, un láser de potencia de ~ 110 W, una velocidad de barrido de ~ 1500 mm/s, un espacio de escotilla de ~ 50 µm y un espesor de capa de ~ 45 µm no presentaron ningún componente predominante de textura o fibra en la condición de construcción. Correlacionaron estos resultados con estudios previos13,14 con diferente potencia de láser, velocidad, espaciado entre tramas y grosor de capa y una estrategia de rotación de 90°, aunque ambos estudios basaron sus conclusiones en escaneos EBSD de áreas pequeñas. Kannan y Nandwana16 también reportaron una textura austenítica previa insignificante, en desacuerdo con los resultados obtenidos en este trabajo. Es posible que sus bajos índices de textura en la austenita previa (intensidades máximas de ODF < 2 MRD) estuvieran relacionados con su estrategia de exploración, potencia del láser o velocidad del láser. Tenga en cuenta que las texturas más fuertes se pueden encontrar típicamente a energías más altas45,46. La baja textura de la austenita anterior podría ser heredada por la martensita después de la transformación de fase. Aunque no podemos concluir cuál es el efecto de cada uno de estos parámetros de procesamiento, la comparación de los resultados de Kannan y Nandwana16 con nuestros resultados evidencia que la textura austenita anterior se puede cambiar modificando la potencia del láser, la velocidad del láser o la estrategia de escaneo.

Finalmente, el estudio de selección de variantes ha demostrado que existen algunas variantes predominantes que pertenecen siempre a los mismos bloques, aunque su porcentaje de área no es muy alto en comparación con el resto de ellas, en buena concordancia con Kannan y Nandwana16. Se ha encontrado que las variantes seleccionadas son las que más contribuyen a una textura rotada cúbica de martensita.

Una vez que se ha evaluado el efecto de los parámetros de procesamiento sobre la textura solidificada, se puede proceder a estudiar cuál es la relación de esta textura observada y el flujo de calor. Es importante reconocer que se ha demostrado que las colonias yacen casi paralelas a la familia de direcciones \(\langle {1 0 0} \rangle\), lo que está en buen acuerdo con resultados previos sobre aceros austeníticos47,48. Este fenómeno es característico de las dendritas49,50, por lo tanto, es posible que las células observadas fueran en cambio dendritas, donde el espacio entre los brazos secundarios era tan pequeño que no era observable. Además, las colonias sufrieron un cambio en la dirección de crecimiento de la colonia, es decir, ramificación lateral, donde la nueva rama gira 90° con respecto a la más antigua51. Por ejemplo, se puede observar que la dirección \([ {\overline{0.96} { }\;0.26\;{ }\overline{0.01} } ]\) que se encuentra en la colonia (3) en la Fig. 7f cambió a \ ([ {\overline{0.28} \;{ }\overline{0.96} \;{ }\overline{0.02} } ]\) una vez que cruce el límite de MP hacia la colonia (4). La ramificación lateral ocurre cuando el gradiente térmico local en un MP nuevo no es paralelo a la dirección de crecimiento de la colonia en el MP inferior. En las microestructuras LPBF, se ha informado que la ramificación lateral conduce al engrosamiento del grano y promueve el crecimiento epitaxial helicoidal, especialmente cuando las capas se giran en un ángulo de 67° entre sí, donde podrían aparecer fibras de textura51. Por lo tanto, se espera que la ramificación lateral observada haya afectado la textura de la microestructura solidificada, antes de que ocurriera cualquier ciclo térmico.

Con respecto al efecto del ciclo térmico, los resultados mostraron que la textura de martensita en la capa inferior (cubo rotado {0 0 1}\(\langle {1\;1\;0} \rangle\) textura)—capa sometida a un tratamiento térmico cíclico a medida que se depositaban capas posteriores sobre ella— no cambió significativamente con respecto a la capa superior, capa que no se vio tan afectada por el calor. Por lo tanto, se puede suponer que la textura austenítica anterior tampoco cambió durante el proceso. Tenga en cuenta que la microestructura en la capa superior aún se vio afectada por el calor asociado con la deposición de pistas posteriores en la misma capa de deposición. Sin embargo, el hecho de que la textura no cambiara significativamente en función de la altura de la capa sugiere que el calor disipado por las pistas láser posteriores tampoco afectaría a la textura. Un estudio más completo para evaluar el efecto de la deposición de pistas subsiguientes fundidas en la microestructura implicaría fundir dos pistas subsiguientes aisladas. Por lo tanto, estos resultados sugieren que la austenita anterior no se recristalizó durante el proceso, como propusieron Kannan y Nandwana16.

La caracterización a gran aumento puede ayudar a confirmar aún más este hallazgo. La Figura 4a,b muestra cómo la mayoría de los granos de fcc anteriores tenían forma irregular y no se detectó refinamiento cerca del límite MP, al contrario de lo que se informó en la literatura para otras aleaciones30. Los granos anteriores de fcc crecieron alargados, aproximadamente paralelos al BD, como se puede observar en la sección longitudinal (Fig. 4c, d). Además, es interesante ver cómo, en este trabajo, se mantuvo el paralelismo entre la dirección de crecimiento de la colonia y la familia de direcciones \(\langle {1 \;0 \;0} \rangle\), a pesar de que la la microestructura se había vuelto a austenizar cuando las capas posteriores se depositaron y se fundieron encima de ella. Es importante mencionar que no se espera que el área re-austenitizada haya sido grande, en buena concordancia con estudios previos en los que se usaron potencia y velocidad de láser similares52, y solo una pequeña región debería haber estado sujeta a temperaturas por encima de la ferrita de acero. temperatura crítica de -a-austenita, Ac1. Por lo tanto, considerando el alargamiento pronunciado de la mayoría de los granos de fcc anteriores, se descarta la posibilidad de que todos los granos de fcc anteriores se formen a la vez a través de la recristalización durante el proceso. La retención de austenita y su posterior crecimiento durante el tratamiento cíclico al que se somete la estructura durante el proceso LPBF podría explicar el hecho de que el paralelismo entre el anterior fcc \(\langle {1 \;0 \;0} \rangle\) direcciones y las direcciones de crecimiento celular se mantiene. La reversión austenítica que ocurre durante el proceso LPBF ya ha sido reportada en el pasado53, aunque no en los mismos términos de este trabajo. Los resultados obtenidos sugieren que, cuando una capa ya solidificada (con una baja fracción de austenita retenida) se reausteniza por redeposición de material, la estructura fcc mantiene la misma orientación cristalográfica inicial. Sin embargo, se necesitan más investigaciones para aclarar el mecanismo de transformación por el cual la austenita reaustenitizada hereda la misma orientación cristalográfica de la austenita anterior original.

La potencia del láser, la velocidad del láser y la estrategia de escaneo pueden afectar la textura resultante en 300 aceros martensíticos, aunque aún queda por descubrir el efecto separado de cada uno de ellos. Para los rangos estudiados, el efecto de la impresora, el espesor de la capa o el modo de emisión del láser es despreciable. Si las variaciones más grandes de los espesores de las capas o una estrategia de emisión de láser diferente o una impresora aún podrían conducir a variaciones de textura, sigue siendo una pregunta abierta que debe estudiarse más a fondo.

Se han identificado fenómenos de selección de variantes débiles, donde las variantes seleccionadas siempre pertenecen a los mismos bloques cristalográficos. No se ha observado relación entre las variantes seleccionadas, su pertenencia a paquetes cristalográficos o grupos de Bain, aunque se ha encontrado que las variantes seleccionadas son las que más contribuyen a una textura cúbica rotatoria martensítica.

La textura austenítica previa observada se debe al flujo de calor, que promueve fenómenos de ramificación lateral para la estrategia de rotación de barrido de 67°. La austenita anterior crece a través de un mecanismo competitivo y epitaxial, donde no ocurre recristalización durante los ciclos térmicos posteriores. Durante este proceso, la austenita se transforma en martensita, aunque se retiene una pequeña fracción de austenita. Cuando la estructura se recalienta debido a una deposición posterior, los granos reaustenizados mantienen la misma orientación cristalográfica que la austenita retenida circundante. Se necesitan más investigaciones para comprender este fenómeno.

Los conjuntos de datos generados y/o analizados durante el estudio actual están disponibles del autor correspondiente a pedido razonable.

Fayazfar, H. et al. Una revisión crítica de la fabricación aditiva basada en polvo de aleaciones ferrosas: parámetros de proceso, microestructura y propiedades mecánicas. Mate. Des. 144, 98–128 (2018).

Artículo CAS Google Académico

Gibson, I., Rosen, DW, Stucker, B. y Khorasani, M. Tecnologías de fabricación aditiva vol. 17 (Primavera, 2021).

Libro Google Académico

Mirzaali, MJ, Bobbert, FSL, Zadpoor, Y. & Li, AA Fabricación aditiva de metales utilizando tecnologías basadas en lecho de polvo. En Fabricación Aditiva (eds Bandyopadhyay, A. & Bose, S.) (CRC Press, 2019). https://doi.org/10.1201/9780429466236.

Capítulo Google Académico

Koutiri, I., Pessard, E., Peyre, P., Amlou, O. y De Terris, T. Influencia de los parámetros del proceso SLM en el acabado superficial, la tasa de porosidad y el comportamiento de fatiga de las piezas de Inconel 625 construidas. J.Mater. Proceso. Tecnología 255, 536–546 (2018).

Artículo CAS Google Académico

Manfredi, D. et al. Fabricación aditiva de aleaciones de Al y composites de matriz de aluminio (AMCs). Luz Met. Aleación. aplicación 11, 3–34 (2014).

Google Académico

Dimter, M. et al. Método y dispositivo para fabricar un objeto tridimensional (2011).

Chou, R., Milligan, J., Paliwal, M. y Brochu, M. Fabricación aditiva de aleación Al-12Si mediante fusión por láser selectivo pulsado. JOM 67, 590–596 (2015).

Artículo CAS Google Académico

Bajaj, P. et al. Aceros en fabricación aditiva: una revisión de su microestructura y propiedades. Mate. ciencia Ing. A 772, 138633 (2020).

Artículo CAS Google Académico

Floreen, S. La metalurgia física de los aceros martensíticos. Metal. Rev. 13, 115–128 (1968).

Artículo CAS Google Académico

Simson, T. et al. Propiedades mecánicas del acero martensítico 18Ni-300 fabricado por LPBF. Estructura de procedimiento. Integrar 17, 843–849 (2019).

Artículo Google Académico

Casati, R., Lemke, JN y Vedani, M. Propiedades microestructurales y mecánicas del acero martensítico 18Ni (grado 300) construido, tratado con solución y envejecido producido mediante fusión selectiva por láser (2017).

Jägle, EA, Choi, P.-P., Van Humbeeck, J. & Raabe, D. Precipitación y comportamiento de reversión austenita de un acero martensítico producido por fusión selectiva con láser. J.Mater. Res. 29, 2072-2079 (2014).

Artículo ANUNCIOS Google Académico

Bhardwaj, T. & Shukla, M. Efecto de las estrategias de escaneo láser en la textura, propiedades físicas y mecánicas del acero martensítico sinterizado por láser. Mate. ciencia Ing. A 734, 102–109 (2018).

Artículo CAS Google Académico

Suryawanshi, J., Prashanth, KG y Ramamurty, U. Propiedades de crecimiento de grietas por tracción, fractura y fatiga de un acero martensítico impreso en 3D mediante fusión láser selectiva. J. Aleaciones Compd. 725, 355–364 (2017).

Artículo CAS Google Académico

Tan, C., Zhou, K., Kuang, M., Ma, W. & Kuang, T. Caracterización microestructural y propiedades del acero martensítico fundido con láser selectivo con diferentes direcciones de construcción. ciencia Tecnología Adv. Mate. 19, 746–758 (2018).

Artículo CAS Google Académico

Kannan, R. & Nandwana, P. Evolución de la textura durante el procesamiento y posprocesamiento de acero martensítico fabricado por fusión de lecho de polvo láser. ciencia Rep. 12, 1–17 (2022).

Artículo ANUNCIOS Google Académico

Choo, H. et al. Efecto de la potencia del láser sobre el defecto, la textura y la microestructura de un acero inoxidable 316L procesado por fusión de lecho de polvo láser. Mate. Des. 164, 107534 (2019).

Artículo CAS Google Académico

Schaeben, H. La función de densidad de orientación estándar de la Vallée Poussin. Microestructura de texturas. 33, 365–373 (1999).

Artículo Google Académico

Bachmann, F., Hielscher, R. & Schaeben, H. Análisis de texturas con una caja de herramientas de software de código abierto y libre de MTEX. En fenómenos de estado sólido vol. 160 63–68 (Trans Tech Publ, 2010).

Google Académico

Rietveld, HM Un método de refinamiento de perfiles para estructuras nucleares y magnéticas. Aplicación J. cristalogr. 2, 65 (1969).

Artículo CAS Google Académico

Cayron, C. ARPGE: un programa informático para reconstruir automáticamente los granos principales a partir de datos de difracción de retrodispersión de electrones. Aplicación J. cristalogr. 40, 1183–1188 (2007).

Artículo CAS PubMed PubMed Central Google Scholar

Kurdyumow, G. & Sachs, G. Sobre el mecanismo de endurecimiento del acero. Z. Phys. 64, 325-343 (1930).

Artículo ANUNCIOS Google Académico

Nishiyama, Z. Investigación de rayos X del mecanismo de transformación de una red cúbica centrada en las caras a una cúbica centrada en el cuerpo. ciencia Rep. Tohoku Imp. Universidad 23, 637–664 (1934).

CAS Google Académico

Wassermann, G. Sobre el mecanismo de la conversión \alpha - \gamma del hierro (Verlag Stahleisen, 1935).

Google Académico

Greninger, AB & Troiano, AR El mecanismo de formación de martensita. JOM 1, 590–598 (1949).

Artículo CAS Google Académico

Basak, A. & Das, S. Evolución de la epitaxia y la microestructura en la fabricación aditiva de metal. año Rev.Mater. Res. 46, 125–149 (2016).

Artículo ADS CAS Google Académico

Piglione, A. et al. Capacidad de impresión y microestructura de la aleación de alta entropía CoCrFeMnNi fabricada por fusión de lecho de polvo láser. Mate. Letón. 224, 22–25 (2018).

Artículo CAS Google Académico

Dovgyy, B., Piglione, A., Hooper, PA y Pham, M.-S. Evaluación integral de la capacidad de impresión de CoNiCrFeMn en la fusión de lecho de polvo por láser. Mate. Des. 194, 108845 (2020).

Artículo CAS Google Académico

Marattukalam, JJ et al. El efecto de las estrategias de escaneo láser sobre la textura, las propiedades mecánicas y la orientación de grano específica del sitio en acero inoxidable 316L fundido con láser selectivo. Mate. Des. 193, 108852 (2020).

Artículo CAS Google Académico

Thijs, L., Kempen, K., Kruth, J.-P. & Van Humbeeck, J. Productos de aluminio de estructura fina con textura controlable mediante fusión selectiva por láser de polvo de AlSi10Mg prealeado. Acta Mater. 61, 1809–1819 (2013).

Artículo ADS CAS Google Académico

Raffeis, I. et al. Cualificación de una aleación de Ni-Cu para el proceso de fusión de lecho de polvo láser (LPBF): su microestructura y propiedades mecánicas. aplicación ciencia 10, 3401 (2020).

Artículo CAS Google Académico

Casati, R., Lemke, JN, Tuissi, A. & Vedani, M. Comportamiento de envejecimiento y rendimiento mecánico del acero 18-Ni 300 procesado por fusión selectiva por láser. Metales (Basilea) 6, 218 (2016).

Artículo Google Académico

Miyamoto, G., Iwata, N., Takayama, N. y Furuhara, T. Selección de variantes de transformación de martensita y bainita en listones en acero con bajo contenido de carbono mediante ausformación. J. Aleaciones Compd. 577, S528–S532 (2013).

Artículo CAS Google Académico

Eres-Castellanos, A., Morales-Rivas, L., Jimenez, JA, Caballero, FG & Garcia-Mateo, C. Efecto del ausforming sobre la macro y microtextura de microestructuras bainíticas. J. Aleación. Comp. (2020) (bajo rev.).

Shifeng, W. et al. Efecto de los límites del baño fundido en las propiedades mecánicas de las piezas fundidas por láser selectivo. J.Mater. Proceso. Tecnología 214, 2660–2667 (2014).

Artículo CAS Google Académico

Wang, Y. et al. Construcción de subestructura celular en fusión láser de lecho de polvo. Metales (Basilea) 9, 1231 (2019).

Artículo CAS Google Académico

Zhang, Z. et al. Investigación experimental y numérica sobre el efecto del espesor de la capa durante la fusión láser en lecho de polvo de acero inoxidable 17–4PH. En t. J. Rapid Manuf. 9, 212–230 (2020).

Artículo Google Académico

Badrossamay, M., Rezaei, A., Foroozmehr, E., Maleki, A. & Foroozmehr, A. Efectos del aumento del espesor de la capa de polvo sobre la microestructura, las propiedades mecánicas y el mecanismo de falla de la superaleación IN718 fabricada por fusión de lecho de polvo con láser. En t. j adv. Fabricación Tecnología https://doi.org/10.1007/s00170-021-07719-7 (2021).

Artículo Google Académico

Zavala-Arredondo, M., Ali, H., Groom, KM y Mumtaz, KA Investigación de las propiedades del baño de fusión y los efectos térmicos de la fusión del área del diodo multiláser. En t. j adv. Fabricación Tecnología 97, 1383–1396 (2018).

Artículo Google Académico

Alkahari, MR et al. Conductividad térmica de polvo metálico y material consolidado fabricado mediante fusión selectiva por láser. En materiales clave de ingeniería vol. 523 244–249 (Trans Tech Publ, 2012).

Google Académico

Yin, J. et al. Un modelo de elementos finitos de la evolución térmica en la microsinterización por láser. En t. j adv. Fabricación Tecnología 83, 1847–1859 (2016).

Artículo Google Académico

Ansari, MJ, Nguyen, D.-S. & Park, HS Investigación del proceso SLM en términos de distribución de temperatura y tamaño de la piscina de fusión: modelado y enfoques experimentales. Materiales (Basilea) 12, 1272 (2019).

Artículo ADS CAS Google Académico

Li, S. et al. Movimiento de fusión, variación de temperatura y morfología dendrítica de Inconel 718 durante la fabricación aditiva de láser de onda continua y pulsada: un estudio comparativo. Mate. Des. 119, 351–360 (2017).

Artículo CAS Google Académico

Biffi, CA, Fiocchi, J., Bassani, P. y Tuissi, A. Emisión láser de onda continua frente a onda pulsada en la fusión selectiva por láser de piezas de AlSi10Mg con parámetros de proceso industriales optimizados: microestructura y comportamiento mecánico. Agregar Fabricación 24, 639–646 (2018).

CAS Google Académico

Sun, Z., Tan, X., Tor, SB & Chua, CK Resistencia y ductilidad mejoradas simultáneamente para acero inoxidable 316L impreso en 3D mediante fusión láser selectiva. NPG Asia Mater. 10, 127–136 (2018).

Artículo CAS Google Académico

Higashi, M. & Ozaki, T. Fusión láser selectiva de molibdeno puro: Evolución del defecto y textura cristalográfica con parámetros de proceso. Mate. Des. 191, 108588 (2020).

Artículo CAS Google Académico

Inoue, H. & Koseki, T. Clarificación de los comportamientos de solidificación en aceros inoxidables austeníticos basados en el proceso de soldadura. Nippon Steel Tech. Rep. 95 (2007).

Tsutsumi, Y. et al. Mejora de la resistencia a la corrosión independiente de la textura cristalográfica y la densidad del límite de grano en acero inoxidable austenítico 316 L fabricado mediante fusión de lecho de polvo láser. Agregar Fabricación 45, 102066 (2021).

CAS Google Académico

Kurz, W. & Fisher, DJ Fundamentos de la solidificación (1984).

Wei, HL, Mazumder, J. & DebRoy, T. Evolución de la textura de solidificación durante la fabricación aditiva. ciencia Rep. 5, 1–7 (2015).

Artículo Google Académico

Pham, M.-S., Dovgyy, B., Hooper, PA, Gourlay, CM y Piglione, A. El papel de la ramificación lateral en el desarrollo de microestructuras en la fusión de lecho de polvo láser. Nat. común 11, 1–12 (2020).

Artículo Google Académico

Murkute, P., Pasebani, S. & Isgor, OB Propiedades metalúrgicas y electroquímicas de revestimientos de acero inoxidable súper dúplex sobre sustrato de acero con bajo contenido de carbono producido con fusión de lecho de polvo por láser. ciencia Rep. 10, 1–19 (2020).

Artículo Google Académico

Krakhmalev, P., Yadroitsava, I., Fredriksson, G. & Yadroitsev, I. Tratamiento térmico in situ en aceros inoxidables AISI 420 martensíticos fundidos con láser selectivo. Mate. Des. 87, 380–385 (2015).

Artículo CAS Google Académico

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Los autores agradecen el apoyo de la Plataforma Temática Interdisciplinar para el desarrollo de la Fabricación Aditiva (FAB3D) del CSIC. Los autores también agradecen el apoyo de las instalaciones del Servicio de Microscopía Electrónica (Escuela Politécnica de Valencia), los laboratorios de Metalografía, Microscopía y Difracción de Rayos X del CENIM-CSIC.

This study was funded by Ministerio de Economía y Competitividad (Ministry of Economy and Competitiveness) (No. BES-2017-080945).

Grupo de Investigación MATERALIA, Departamento de Metalurgia Física, Centro Nacional de Investigaciones Metalúrgicas (CENIM-CSIC), Avda. Gregorio del Amo 8, 28040, Madrid, España

Adriana Eres-Castellanos, Ana Santana, David De Castro, José Antonio Jimenez, Carlos Capdevila & Francisca G. Caballero

Departamento de Ingeniería Metalúrgica y de Materiales, Escuela de Minas de Colorado, 920 15th St, Golden, 80401, EE. UU.

Adriana Eres-Castellanos

ArcelorMittal Global R&D SLab—Steel Labs, Calle Marineros 4, 33490, Avilés, Spain

David De-Castro & Rosalia Rementeria

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Conceptualización: AEC; Investigación: AEC, AS, DD-C., JAJ; Análisis formal: AEC, RR, JAJ; Supervisión: CC, FGC; Redacción—Borrador original: AEC; Redacción—Revisión y Edición: AEC, AS, RR, JAJ, FGC

Correspondencia a Francisca G. Caballero.

Los autores declaran no tener conflictos de intereses.

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Reimpresiones y permisos

Eres-Castellanos, A., Santana, A., De-Castro, D. et al. Efecto de los parámetros de procesamiento en la textura y selección de variantes de acero martensítico 300 según construcción procesado por fusión de lecho de polvo láser. Informe científico 12, 16168 (2022). https://doi.org/10.1038/s41598-022-19835-9

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Recibido: 27 junio 2022

Aceptado: 05 septiembre 2022

Publicado: 28 de septiembre de 2022

DOI: https://doi.org/10.1038/s41598-022-19835-9

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