La eficacia del acabado en tambor como poste final

Scientific Reports volumen 13, Número de artículo: 4602 (2023) Citar este artículo

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Se desarrolló un postratamiento híbrido que combina el acabado en tambor como paso final después del granallado y el tratamiento térmico para aliviar los efectos adversos de los defectos internos y superficiales en el rendimiento de fatiga de las muestras de AlSi10Mg de fusión de lecho de polvo láser. Los efectos de cada postratamiento se investigaron de forma individual y sinérgica sobre la microestructura, la morfología superficial y la rugosidad, la dureza, las tensiones residuales, la porosidad y el comportamiento de fatiga por flexión rotatoria de muestras de AlSi10Mg con muescas en V. Los resultados revelan que el acabado en volteo puede reducir en gran medida la rugosidad de la superficie en un 28 y un 32 % en comparación con los estados de construcción y tratamiento térmico, al tiempo que induce un endurecimiento adicional de la capa superficial y tensiones residuales de compresión. El postratamiento híbrido de tratamiento térmico + granallado + acabado en tambor aumentó significativamente la vida de fatiga de las muestras en más de 500 veces en comparación con la serie construida.

La fusión de metal en lecho de polvo basada en láser (PBF-LB/M), como tecnología popular de fabricación aditiva (FA), ha atraído una atención considerable para la fabricación de piezas de geometrías complejas1,2,3. Sin embargo, se sabe que los materiales PBF-LB tienen múltiples defectos internos y superficiales debido a los complejos fenómenos termofísicos durante el proceso de fusión y solidificación capa por capa4,5,6. Los materiales construidos se caracterizan por microestructuras no homogéneas7, diferentes tipos de porosidades formadas por gas atrapado, falta de fusión y efectos de ojo de cerradura8,9,10, tensiones residuales de tracción11,12 e irregularidades superficiales13. Las principales fuentes de imperfecciones superficiales están relacionadas con la formación de polvo sin fundir o parcialmente fundido, salpicaduras y defectos de formación de bolas14,15,16. Estas imperfecciones tienen un impacto potencial en el rendimiento de los materiales PBF-LB, por ejemplo, el desgaste, el rayado, la resistencia a la corrosión y el comportamiento a la fatiga17,18,19. Por lo general, los defectos superficiales actúan como zonas de concentración de tensiones locales, que provocan la nucleación temprana de grietas y, por lo tanto, la fractura por fatiga2,20,21,22. Por lo tanto, se han sugerido varios métodos de procesamiento posterior para superar estos problemas y abordar los desafíos asociados con las propiedades mecánicas de los materiales PBF-LB23.

Al tratar con métodos de posprocesamiento, el tratamiento térmico (HT) se usa comúnmente para modular algunos de los defectos internos de los materiales PBF-LB. HT puede diseñarse para homogeneizar la microestructura para eliminar la anisotropía y liberar las tensiones residuales. Además, se informa que la ductilidad y la elongación de los materiales PBF-LB se pueden mejorar con HT24,25 adecuado, lo que garantiza un mejor comportamiento a la fatiga26,27.

Considerando los post-tratamientos para modular las imperfecciones superficiales sin remoción de material, los tratamientos superficiales basados en granallado como granallado (SP)28,29,30, granallado ultrasónico (UP)31, granallado por cavitación (CP)32,33, granallado vibratorio severo ( SVP)34 y láser shock peening (LSP)35,36,37 pueden eliminar en gran medida las irregularidades de la superficie y homogeneizar la morfología de la superficie de los materiales construidos. Además, muchos de los tratamientos posteriores, como se mencionó anteriormente, pueden inducir un notable refinamiento del grano de la capa superficial y altas tensiones residuales de compresión, lo que contribuye a una mayor mejora del comportamiento de fatiga38,39,40,41,42. Por ejemplo, al aplicar deformaciones plásticas severas en la superficie mediante el proceso SP con una intensidad Almen de 10A [0,001 pulgadas] y una cobertura del 100 % con medios de acero, la rugosidad de la superficie de las muestras de PBF-LB AlSi10Mg disminuyó de 9 a 4,5 µm en términos de Ra30. El efecto combinado de la morfología de la superficie reducida, el endurecimiento de la superficie y las tensiones residuales máximas de compresión de hasta − 155 MPa en comparación con el estado construido con tensiones de tracción de 70 MPa condujo a una notable mejora de la resistencia a la fatiga de 36 MPa en la condición construida a 176 MPa después del tratamiento SP. En otro estudio, la aplicación de UP con una frecuencia de 17 kHz, una potencia de 1000 W y una amplitud de 80 µm en PBF-LB AlSi10Mg resultó en una notable reducción de la porosidad y endurecimiento de la superficie y también indujo una alta tensión residual de compresión en la superficie en comparación con la tracción inicial. tensión que conduce a una notable mejora de la resistencia a la corrosión31. La aplicación de LSP con energía de rayo láser de 4,5 J, densidad de energía láser de 9 GW/cm2 y superposición de pulsos del 50 % en muestras de PBF-LB AlSi10Mg con muesca en V reveló un cierre de poro considerable hasta una profundidad de 380 µm en comparación con el ensayo. condición construida. La rugosidad de la superficie inicial en términos de Ra en el área de la raíz de la muesca se redujo de 4,34 µm a 3,98 µm después de aplicar LSP. Además, se indujo un endurecimiento de la superficie del 25 % y una tensión residual de la superficie compresiva a partir de la tensión inicial de -11 a -178 MPa, lo que mejoró la vida útil hasta unas 200 veces más en comparación con el estado de construcción37.

Centrándose en los tratamientos posteriores de la superficie para abordar los defectos de la superficie con la eliminación de material, el acabado por volteo (TF), que también se conoce como acabado tribo o acabado en barril, se ha aplicado en materiales AM para reducir la rugosidad y suavizar la superficie. En TF, la mezcla de piezas y medios abrasivos (a veces con compuestos químicos) giran con velocidad ajustable en un barril. Se puede lograr una reducción notable de la rugosidad de la superficie con este proceso mediante la creación de fricción al hacer girar las piezas contra los medios abrasivos. El TF se puede controlar mediante parámetros relacionados con el tamaño, la forma y la composición del material abrasivo, así como con la velocidad de rotación y la duración. La aplicación de TF con medios cerámicos en muestras de PBF-LB Ti6Al4V redujo la rugosidad de la superficie en términos de Sa de 21,5 a 18,9 µm43. Los resultados indicaron una mejora significativa de la vida útil hasta un 60 % más después de TF a una tensión máxima fija de 300 MPa. En otra investigación que estudió los efectos de TF en la rugosidad de la superficie y el comportamiento de fatiga de PBF-LB Ti6Al4V, se mostró una reducción de la rugosidad de la superficie de 6,83 µm en términos de Ra hasta 4,96 µm, lo que resultó en una mejora del límite de fatiga de alrededor del 40 %44.

En nuestros estudios anteriores, investigamos los efectos de los métodos de posprocesamiento HT y SP y su combinación en la resistencia a la fatiga de muestras de PBF-LB AlSi10Mg con muesca en V45. Una combinación de tratamiento térmico T6 y SP con una intensidad Almen de 5A [0,001 pulgadas] y una cobertura del 100 % con medios cerámicos aseguró una mejora significativa de la resistencia a la fatiga de hasta 110 MPa frente a los 6 MPa de la construcción. Con el objetivo de mejorar aún más el rendimiento de fatiga y modular mejor la rugosidad de la superficie, investigamos el pulido electroquímico (ECP) como un paso final de procesamiento posterior combinado con HT y SP46. Esta combinación condujo a una mejora de la vida útil frente a la fatiga de más de cuatro veces en comparación con las muestras construidas. Siguiendo nuestros trabajos anteriores, el efecto de TF como un paso final rentable del postratamiento se investiga individualmente y se combina con HT y SP en el comportamiento de fatiga de muestras de PBF-LB AlSi10Mg con muesca en V. Se realizan varias pruebas experimentales que incluyen caracterización microestructural, morfología superficial y análisis de rugosidad, así como mediciones de dureza y tensiones residuales y pruebas de fatiga por flexión rotatoria en las muestras construidas y tratadas para analizar el rendimiento de las series con acabado en tambor.

Muestras cilíndricas de PBF-LB AlSi10Mg con muescas en V fabricadas mediante el proceso PBF-LB; los detalles de los parámetros del proceso PBF-LB y la estrategia de escaneo se mencionan en artículos anteriores45,46. Se aplicaron a las muestras post-tratamientos de HT, SP y TF así como su combinación. Se aplicó T6 HT en la mitad de las muestras siguiendo las temperaturas y los intervalos de tiempo informados en 30 para homogeneizar la microestructura y liberar las tensiones residuales de tracción no deseadas. El tratamiento SP se aplicó mediante granallas de cerámica con diámetro de 0,15 mm y dureza de 62 HRC con intensidad Almen de 5 A [0,001 pulgadas] y 100% de cobertura45,46. El proceso SP se aplicó para obtener morfología superficial modificada, refinamiento de grano de la capa superficial, endurecimiento de la superficie e inducción de tensiones residuales de compresión. El TF, por otro lado, se realizó utilizando medios cerámicos cilíndricos de 3 mm de diámetro y 4 mm de longitud dentro de un barril de 70 L que vibraba con una amplitud de 6 mm durante 60 min (TF fue aplicado por ingeniería de superficies REM). Las ilustraciones esquemáticas de los procesos SP y TF se presentan en la Fig. 1a yb, respectivamente. La figura 1c muestra la forma y el tamaño de la muestra cilíndrica de PBF-LB AlSi10Mg con muescas en V con morfologías correspondientes a diferentes muestras de as-built (AB), granallado (AB + SP) y acabado en tambor (AB + TF). Al considerar muestras tratadas térmicamente (AB + HT), en general, ocho conjuntos de muestras que consisten en AB, AB + TF, AB + SP, AB + SP + TF, AB + HT, AB + HT + TF, AB + HT + Se emplearon SP y AB + HT + SP + TF para investigar los efectos de los postratamientos aplicados, de forma individual y sinérgica.

Ilustración esquemática de (a) tratamientos SP y (b) TF (c) Forma y tamaño de la muestra de PBF-LB AlSi10Mg con muesca en V con diferentes morfologías relacionadas con diferentes muestras de AB, AB + SP y AB + TF.

Los análisis microestructurales se realizaron utilizando un microscopio óptico Nikon Eclipse LV150NL y un microscopio electrónico de barrido de emisión de campo Zeiss Sigma 500 VP de alta resolución equipado con difracción retrodispersada (EBSD). Para la preparación de las muestras para EBSD, en primer lugar, se consideró un pulido mecánico seguido de un pulido químico-mecánico utilizando una suspensión de sílice coloidal de 0,05 µm. Posteriormente, se realizó el pulido vibracional utilizando un dispositivo ATM SAPHIR VIBRO con 150 ml de suspensión de sílice coloidal de 0,05 µm y frecuencia de vibración del pad de 90 Hz aplicando 190 g de peso adicional durante 90 min47. Los análisis EBSD se realizaron con un voltaje de aceleración de 20 kV, una inclinación de muestra de 70°, un tamaño de paso de 1 µm, 10 bandas detectadas, una velocidad de modo de binning de cámara de 311 × 256 píxeles y un tiempo de exposición de cámara de 40,96 ms. Los resultados de EBSD fueron procesados posteriormente por el software AZtecHKL. Las muestras se cortaron en secciones longitudinales y transversales con respecto a la dirección de construcción y las secciones transversales pulidas se grabaron químicamente durante 20 s en reactivo de Keller. La morfología de la superficie de las muestras en liso se analizó utilizando el Zeiss EVO50 S. Un microscopio confocal Alicona Infinite Focus analizó la rugosidad de la superficie en el área de la muesca frente a una resolución lateral de 0,10 μm y una resolución vertical de 10 nm. Se siguió la norma ISO 25178-245,48 para obtener valores de rugosidad superficial en términos de media aritmética (Ra) y raíz cuadrática media (Rq).

Las pruebas de microdureza se llevaron a cabo en una sección transversal longitudinal pulida con respecto a la dirección de construcción) en el plano yz a través del probador de dureza Micro-Vickers Leica WMHT30A con una carga de 25 gf y un tiempo de permanencia de 15 s para cada muesca considerando un espacio de 50 µm. Se utilizaron tres caminos en cada muestra desde la superficie hasta el interior hasta una profundidad de 740 μm. Se utilizó difracción de rayos X (DRX) para obtener la distribución de tensiones residuales por medio del difractómetro de rayos X portátil AST X-Stress 3000 con radiación CrKα, λK alfa 1 = 2.2898 Å, área irradiada de 4 mm de diámetro, y considerando sen2 (ψ) método. Ángulo de difracción (2θ) de 139° correspondiente al reflejo {311} escaneado con un total de 7 Chi inclina entre 45° y − 45° a lo largo de tres rotaciones de 0°, 45° y 90° con un tamaño de paso constante de 0,028° fueron considerados. Las mediciones se realizaron desde la superficie hasta el material del núcleo hasta una profundidad de 700 µm considerando un camino perpendicular a la dirección de construcción. Se utilizó pulido electroquímico (ECP) para eliminar una capa delgada de material en cada paso usando una solución de ácido acético (94%) y ácido perclórico (6%) a un voltaje de 40 V. Los resultados del análisis residual en profundidad Las mediciones de tensión se corrigieron matemáticamente a través del enfoque descrito por Moore y Evans49 para tener en cuenta la relajación de la tensión causada por la eliminación de material.

Las medidas de porosidad se realizaron mediante tomografía de rayos X usando un micro-CT Nikon XTH 225ST a 190 kV de voltaje, 40 µA de corriente, 25 W de paso de potencia y 3900 ms de tiempo de exposición. Se utilizó un tamaño de vóxel isotrópico de 5 µm para la adquisición de datos. Se empleó el software DRAGONFLY para analizar los resultados de la tomografía.

El comportamiento a la fatiga de las muestras construidas y tratadas se evaluó mediante un equipo de prueba de fatiga por flexión rotatoria de Italsigma a una tensión de amplitud fija de 110 MPa que establece un límite de descentramiento de 9 × 106 ciclos para todos los conjuntos con una relación de tensión de R = − 1 y velocidad de rotación de aproximadamente 2500 rpm. Se probaron tres muestras para cada conjunto y se informó la vida útil promedio a la fatiga. Además, la evaluación de la fractografía se llevó a cabo en las muestras rotas utilizando Zeiss EVO50 SEM.

La caracterización microestructural se llevó a cabo mediante diferentes enfoques de microscopía óptica (OM) y microscopía electrónica de barrido de emisión de campo (FESEM) con análisis EBSD. La Figura 2a representa las imágenes OM de las muestras AB y AB + HT en las dos secciones del plano transversal xy y el plano longitudinal yz, que son perpendiculares y paralelas a la dirección de construcción vertical, respectivamente. En la muestra AB, la microestructura heterogénea se observó como relevante para las huellas del baño de fusión orientadas a lo largo de la rotación de 67° debido a la estrategia de exploración en el plano xy; las morfologías del baño de fusión se alargaron siguiendo la dirección de construcción en el plano yz. Las pistas y los límites de la piscina de fusión se volvieron en su mayoría invisibles o semivisibles en los planos xy e yz después de la homogeneización de la microestructura en la serie AB + HT.

(a) Imágenes OM de muestras AB y AB + HT en dos secciones del plano transversal xy y el plano longitudinal yz con respecto a la dirección de construcción de Z (b) Mapas GND obtenidos del análisis EBSD para muestras AB y AB + HT en yz avión.

La Figura 2b revela los mapas de dislocación geométricamente necesarios (GND) obtenidos del análisis EBSD para las muestras AB y AB + HT. En la muestra AB se observó la formación de pequeños granos equiaxiales alrededor del límite del baño de fusión y el crecimiento epitaxial de granos columnares en los baños de fusión, que son fenómenos predominantes en los materiales 48 de PBF-LB. En la muestra AB + HT, se observaron granos columnares alargados alrededor del límite del baño de fusión semivisible que mostraban un agrandamiento del grano después de HT50.

Además, los mapas GND de las muestras AB y AB + HT indican valores máximos localizados de 5,8 × 1014 m-2 y 3,2 × 1014 m-2, respectivamente, lo que demuestra que la liberación de las densidades de dislocación después de aplicar HT resultó en la obtención de una microestructura más uniforme. Nuestro estudio anterior sobre las propiedades de tracción de muestras de PBF-LB AlSi10Mg construidas y tratadas térmicamente mostró que el alargamiento podría aumentar hasta un 13 % después de T6 HT en comparación con el 2,5 % de alargamiento para el estado construido. Al mismo tiempo, HT redujo la resistencia a la tracción hasta 201 ± 6 MPa en comparación con 273 ± 3 MPa en condiciones de obra30. La principal fuente de deformación en las muestras puede considerarse como el movimiento y acumulación de dislocaciones. En los materiales PBF-LB llama la atención la presencia de granos grandes y alargados debido al alto gradiente térmico y los rápidos ciclos de enfriamiento a los que está expuesto el material. Durante la formación y solidificación de los charcos de fusión, las dislocaciones quedan atrapadas en las regiones relevantes de los GND. Con la formación de la estructura columnar, se observa una alta densidad de límites de grano de gran ángulo y GND en las muestras AB. Al mismo tiempo, diferentes velocidades de enfriamiento y restricciones mecánicas en diferentes direcciones provocan variaciones direccionales en la densidad GND en la muestra. Se han informado variaciones en la intensidad de GND en planos horizontales, verticales y oblicuos con respecto a las direcciones de construcción51. Si la fuente de energía utilizada durante la producción o la temperatura del tratamiento térmico aplicado después del proceso PBF-LB es alta, puede promover la recristalización y la formación de granos equiaxiales, lo que lleva a una menor intensidad de las GND52.

Para investigar los efectos del tratamiento SP en la microestructura de las muestras construidas y tratadas térmicamente, se llevaron a cabo más análisis EBSD en el área de la raíz de la muesca de las muestras en el plano longitudinal yz. La Figura 3 revela los mapas de distribución del tamaño de grano en la raíz de muesca de las muestras AB y HT antes y después de aplicar el proceso SP. Debido al contorno durante la fabricación de las muestras, los granos relativamente más grandes se alargaron en la raíz de la muesca siguiendo la dirección de construcción en la muestra AB. Estos granos columnares alargados eran más grandes en la muestra AB + HT (como también se muestra en los mapas GND que se muestran en la Fig. 1b). Por otro lado, después de aplicar SP, se obtuvo un refinamiento de grano de la capa superficial considerable en el área de la raíz de la muesca, especialmente para la muestra AB + SP debido a su menor ductilidad en comparación con la muestra AB + HT + SP. Considerando el área total de los mapas de tamaño de grano, se obtuvieron áreas de grano medias de 18,1, 13,2, 37,9 y 31,3 µm2 para las muestras AB, AB + SP, AB + HT y AB + HT + SP, respectivamente. Los mapas de límites de grano correspondientes al área considerada para el análisis del tamaño de grano se presentan en las Figs. 3, 4 y S1 en material complementario. En los materiales PBF-LB, la densidad general de los límites de grano de ángulo bajo determina el aumento de la resistencia con la deformación. La formación de subgrano en lugar de límites de grano de ángulo alto tiene un efecto significativo en la deformación. Las celdas de dislocación podrían formarse únicamente en estos materiales mediante el aumento de la densidad de los subgranos dentro de la zona límite de grano de ángulo bajo (Figs. 3, 4 y S1)53. Es de destacar que en el análisis EBSD, las regiones de nanocristales dominantes de subgrano con alta densidad de dislocación no pudieron distinguirse completamente debido a la incapacidad del índice de patrón de Kikuchi; esto podría atribuirse a la presencia de regiones nanocristalinas o amorfas54,55.

Mapas de distribución de tamaño de grano en la raíz de muesca de las muestras AB y AB + HT antes y después de aplicar SP en el plano longitudinal yz.

(a) Resultados de EBSD en términos de IPF, KAM y SC en las secciones transversales transversales (plano xy) y (b) figuras polares inversas de textura (en la dirección z) de todos los conjuntos de muestras.

La orientación cristalográfica en términos de la figura del polo inverso (IPF), la recristalización, la desorientación promedio del núcleo (KAM) y el contorno de la deformación (SC) se evaluaron utilizando datos EBSD para una mayor investigación de la capa superficial deformada plásticamente en las secciones transversales transversales (plano xy) . La Figura 4a ilustra los resultados de los análisis EBSD en términos de IPF, KAM y SC. Los mapas IPF revelan el dominio de la orientación (001) a medida que los granos en PBF-LB AlSi10Mg se solidificaron a lo largo de la dirección de construcción (Z) debido al crecimiento epitaxial de los granos56,57 como resultado de la transferencia de calor direccional en los materiales PBF-LB58. Además, en las muestras AB y AB + HT se puede observar la formación de irregularidades en la superficie, como salpicaduras y polvos parcialmente derretidos. Los mapas KAM que se pueden usar como índice de concentración de tensión59,60 indican valores más altos en la capa superficial superior de las muestras AB + SP y AB + HT + SP, especialmente en el área de la raíz de la muesca en comparación con los estados AB y AB + HT , respectivamente (los aumentos más altos se muestran en la Fig. S2 en material complementario). Además, los mapas SC mostraron valores máximos más altos de deformaciones plásticas en las muestras AB + SP. Se alcanzaron valores máximos de deformaciones plásticas localizadas de 3,5, 9,2, 2,7 y 5,5 para las muestras AB, AB + SP, AB + HT y AB + HT + SP, respectivamente. Se informa que la formación de granos columnares a lo largo de la dirección de construcción en metales FCC61 conduce a la evolución de la textura de la fibra (001) en el estado AM62. Las figuras de polo inverso de textura representadas en la Fig. 4b confirman claramente la presencia de la orientación (001) de las texturas de fibra en todas las configuraciones construidas y post-tratadas con diferentes intensidades de textura, aunque algunos de los granos exhiben direcciones aleatorias.

En el material PBF-LB/M, la desestabilización y la heterogeneidad en la estructura interna están muy extendidas, también promovidas47 por el crecimiento epitaxial del grano que tiene lugar en la dirección de construcción. Como también se informa en la literatura, HT tiene un papel homogeneizador en la microestructura, a menudo provocando el crecimiento del grano37. Los mapas SC proporcionan una indicación de cómo la deformación plástica varía regionalmente en el material. Los tratamientos superficiales inducen una deformación plástica localizada en la capa superficial, lo que da lugar a una microestructura en gradiente desde la superficie hasta las partes internas de las muestras63. KAM representa la deformación plástica y la densidad de dislocaciones a escala micro. Se ha demostrado que los valores altos de KAM indican límites de grano más bajos y densos y cambios de fase. Simultáneamente, se han desarrollado algunos enfoques para investigar el cambio en la tensión residual debido a los ciclos rápidos de fusión y enfriamiento64.

La figura 5a representa micrografías SEM relacionadas con morfologías superficiales del área con muescas en todos los conjuntos de muestras. En las muestras AB y AB + HT se puede observar una calidad superficial muy pobre con varias imperfecciones superficiales. En las series AB + SP y AB + HT + SP, los polvos y las salpicaduras no fundidos/parcialmente fundidos se eliminan en gran medida, y la formación de hoyuelos superpuestos se produce por el impacto de las granallas de cerámica. Sin embargo, en las muestras tratadas con TF, se observó un elevado alisado superficial y eliminación completa de defectos superficiales (en las muestras AB + TF y AB + HT + TF) y formación de hoyuelos causados por SP (en las muestras AB + SP + TF y AB + HT). + muestras SP + TF).

(a) Morfología de la superficie de todos los conjuntos de muestras considerando el área con muescas (b) rugosidad de la superficie en términos de Ra y Rq para todos los conjuntos de muestras.

Las mediciones de rugosidad de la superficie en la raíz de la muesca se presentan en la Fig. 5b. En las muestras tratadas con la condición inicial de construcción, se obtuvo una reducción significativa de la rugosidad. La rugosidad de la superficie en términos de Ra se redujo considerablemente hasta 3,1 µm en la muestra AB + TF en comparación con la rugosidad inicial de 4,3 µm para la muestra AB que mostró una reducción del 28 %. Además, la rugosidad de la muestra AB + SP con Ra de 4,8 µm (lo que demuestra un ligero aumento de la rugosidad después de aplicar SP en comparación con el estado AB) se redujo en un 27 % después de aplicar TF hasta 3,5 µm (en el estado AB + SP + TF). muestra). Se puede observar una tendencia similar en las muestras inicialmente tratadas térmicamente mostrando valores de rugosidad (en términos de Ra) de 4.3, 2.9, 4.9 y 3.7 µm para AB + HT, AB + HT + TF, AB + HT + SP y AB + Muestras HT + SP + TF, respectivamente. Se obtuvo una reducción de la rugosidad ligeramente mayor en las muestras tratadas térmicamente (en comparación con el estado inicial AB) debido a la menor resistencia y la mayor ductilidad de estos conjuntos. El otro parámetro de rugosidad superficial estudiado (Rq) mostró una tendencia similar a la de Ra.

En nuestro estudio previo46, la PAE se aplicó después de HT y SP. La Figura 6 muestra la comparación del efecto de TF y ECP en la rugosidad y morfología de la superficie como pasos finales de posprocesamiento combinados con HT y SP. La evaluación confocal se realizó en el área de la raíz de la muesca de las muestras consideradas. La morfología de la superficie se modificó mucho después de SP con la eliminación de salpicaduras grandes y polvos parcialmente derretidos con formación de hoyuelos superpuestos en la muestra AB + HT + SP. A través de la aplicación de TF o ECP, se eliminaron los rasgos característicos generados por SP dando lugar a una superficie mucho más suave con una rugosidad muy reducida. Se sabe que el granallado induce características en forma de hoyuelos en el material objetivo, la profundidad y extensión de cada hoyuelo individual depende de los parámetros de granallado, incluidos el tamaño, la densidad y la velocidad del disparo, mientras que la densidad y la superposición de estas características se ven afectadas principalmente por el tiempo de exposición. que se cuantifica como cobertura superficial. Mediante la aplicación de TF o ECP, se eliminaron los rasgos característicos, es decir, los hoyuelos superpuestos generados por SP, lo que dio lugar a una superficie mucho más suave con una rugosidad muy reducida. Las muestras AB + HT + SP + TF presentaron una superficie relativamente nivelada con una rugosidad de 3,1 µm (en términos de Ra). Por otro lado, debido a la formación de rugosidad jerárquica provocada por la corrosión local de la superficie durante el ECP, se obtuvo una rugosidad de 3,9 µm. En consecuencia, los resultados revelan que TF ha sido más eficiente que ECP en la reducción de la rugosidad de la superficie en el área de la raíz de la muesca de las muestras de PBF-LB.

Comparación de la morfología superficial y la rugosidad de muestras tratadas térmicamente con diferentes postratamientos superficiales de SP, SP + TF y SP + ECP obtenidos mediante evaluación confocal.

La Figura 7a muestra los datos de microdureza de la superficie en todos los conjuntos de muestras que muestran valores de 120, 135, 149, 155, 78, 85, 96 y 103 Hv para AB, AB + TF, AB + SP, AB + SP + TF, AB + Muestras HT, AB + HT + TF, AB + HT + SP y AB + HT + SP + TF, respectivamente. Al aplicar los postratamientos individuales de SP, TF y su combinación (SP + TF), la microdureza de la superficie aumentó hasta un 12, 24 y 29 % más en comparación con el estado original. Se logró una tendencia similar para las muestras tratadas térmicamente en la superficie. Cabe mencionar que debido al aumento de la ductilidad y la reducción de la resistencia después del tratamiento térmico, la muestra AB + HT tuvo menor dureza en comparación con la serie AB. Los perfiles de microdureza desde la superficie hasta la profundidad de 740 μm para todos los conjuntos de muestras se muestran en la Fig. 7b. Todos los perfiles muestran una mayor microdureza en la superficie y una reducción gradual a través del material del núcleo.

(a) microdureza superficial, (b) perfiles de microdureza en profundidad (c) tensiones residuales superficiales y (d) distribuciones de tensiones residuales en profundidad para todos los conjuntos de muestras.

La figura 7c muestra la tensión superficial residual en todos los conjuntos de muestras. Se obtuvieron tensiones superficiales residuales de − 11, − 30, − 65, − 86, − 30, − 35, − 36 y − 49 MPa para AB, AB + TF, AB + SP, AB + SP + TF, AB + HT , muestras AB + HT + TF, AB + HT + SP y AB + HT + SP + TF, respectivamente. El aumento de las tensiones residuales superficiales de compresión fue mucho mayor en la muestra tratada con estado inicial AB (debido a una menor ductilidad) en comparación con las HT. Los tratamientos SP + TF, SP y TF mostraron los impactos más altos en la inducción de tensiones residuales de compresión en la superficie de las muestras de PBF-LB AlSi10Mg, respectivamente. Además, se midieron las distribuciones de tensiones residuales desde la superficie superior hasta la profundidad de 700 µm como se muestra en la Fig. 7d. La muestra AB exhibió principalmente tensiones residuales de tracción, que se liberaron después de que HT se convirtiera en tensiones ligeramente compresivas. Se indujeron altas tensiones residuales de compresión en todas las muestras posprocesadas; Se obtuvieron tensiones residuales máximas de compresión de − 36, − 164, − 197, − 41, − 88, − 103 y − 127 MPa para AB + TF, AB + SP, AB + SP + TF, AB + HT, AB + HT + TF, AB + HT + SP y muestras AB + HT + SP + TF, respectivamente. Los resultados confirman la eficiencia de SP en el endurecimiento superficial y la generación de tensiones residuales de compresión. También se encontró que TF mejora aún más el efecto SP aumentando las tensiones residuales de compresión. Esto indicó que además de su capacidad para una reducción significativa de la rugosidad de la superficie debido al contacto de superficie a superficie entre las muestras y los medios abrasivos, el tratamiento TF, por sí mismo, también puede afectar el endurecimiento de la superficie y las tensiones residuales de compresión.

La Figura 8a presenta las imágenes de micro-CT de todos los conjuntos de muestras obtenidas por tomografía de rayos X usando color negro para especificar los poros. Las imágenes indican que los pequeños poros no están distribuidos homogéneamente en las muestras. Se obtuvieron porosidades promedio que oscilaron entre 0,41 y 0,50% para todos los conjuntos de muestras; más detalladamente se lograron porosidades de 0.47, 0.45, 0.41, 0.42, 0.46, 0.50, 0.42 y 0.41 para AB, AB+TF, AB+SP, AB+SP+TF, AB+HT, AB+HT+TF, Muestras AB + HT + SP y AB + HT + SP + TF, respectivamente.

(a) Imágenes de micro-CT de todos los conjuntos de muestras utilizando códigos de colores para especificar el tamaño de los poros. (b) Imágenes representativas de OM de las secciones transversales de las muestras en el estado inicial de construcción y después de los tratamientos posteriores que se centran en las porosidades del subsuelo. ( c ) Distribución de poros frente a su diámetro equivalente.

Además, los resultados indican que el tratamiento híbrido SP + TF fue más efectivo en el cierre de poros debajo de la superficie en comparación con los tratamientos individuales SP y TF. Se determinaron las profundidades de cierre de poros de alrededor de 11 ± 4, 20 ± 6, 29 ± 3, 14 ± 5, 25 ± 7 y 36 ± 3 µm para AB + TF, AB + SP, AB + SP + TF, AB + Muestras HT + TF, AB + HT + SP y AB + HT + SP + TF, respectivamente. Estos resultados se obtuvieron analizando los datos de tomografía, que también pueden ser respaldados por observaciones de OM. Por ejemplo, en la Fig. 8b se muestran imágenes representativas de OM de muestras en el estado inicial de construcción y después de los tratamientos posteriores que se centran en las porosidades del subsuelo. En comparación con los datos de otros tratamientos superficiales mecánicos y basados en láser, se observa que los tratamientos SP y TF y su combinación tuvieron una menor eficiencia para el cierre de poros del subsuelo en PBF-LB AlSi10Mg en comparación con LSP37, SVP34 y la modificación superficial nanocristalina ultrasónica. (UNSM)65 con cerca de 420, 200 y 180 µm de profundidad de cierre de poro en el mismo material, respectivamente. Esto podría atribuirse a la mayor extensión de la deformación plástica inducida por estos tratamientos en comparación con SP y TF.

Los resultados de las pruebas de fatiga por flexión rotatoria (R = − 1) considerando un nivel de amplitud de tensión constante de 110 MPa para todos los conjuntos de muestras se muestran en la Fig. 9a. Los resultados revelaron que todos los postratamientos realizados mejoraron la vida de fatiga de las muestras en diferentes grados en función de los efectos de cada proceso sobre la modificación de la microestructura y la morfología de la superficie, el endurecimiento y las tensiones residuales de compresión. El comportamiento a la fatiga mejoró después de HT debido a la homogeneización de la microestructura, la relajación de la tensión residual de tracción y el aumento de la ductilidad en comparación con el estado AB. Por otro lado, los post-tratamientos individuales de SP y TF mejoraron la vida de fatiga a través del endurecimiento de la capa superficial, induciendo tensiones residuales de compresión y modificando la morfología de la superficie (también reduciendo la rugosidad de la superficie para TF). Sin embargo, la mayor mejora se obtuvo con el tratamiento híbrido. Las vidas medias a fatiga de 1,26 × 104, 3,13 × 105, 2,11 × 106, 5,36 × 106, 2,47 × 104, 4,18 × 105, 2,95 × 106 y 7,12 × 106 ciclos se obtuvieron para AB, AB + TF, AB + SP, Muestras AB + SP + TF, AB + HT, AB + HT + TF, AB + HT + SP y AB + HT + SP + TF, respectivamente. La muestra AB + HT + SP + TF tuvo la mejora de vida útil más notable, es decir, 560 veces mayor en comparación con el estado construido, seguida de AB + SP + TF, AB + HT + SP, AB + SP, AB + HT + Muestras TF, AB + TF y AB + HT con 422, 233, 167, 32, 24 y 2 veces mayor mejora, respectivamente (ver Fig. 9b). Es interesante notar que la aplicación de ECP como post-tratamiento final en la muestra AB + HT + SP + ECP (en la misma condición de carga de fatiga) en nuestro estudio anterior46, llevó a una vida de fatiga de 5.25 × 106 ciclos, lo que es más bajo que el valor correspondiente para la muestra AB + HT + SP + TF. Esto se puede atribuir al hecho de que ECP, como tratamiento químico, a diferencia de TF, no tiene efectos sobre el endurecimiento de la superficie y no induce tensiones residuales de compresión. Además, la rugosidad en el área de la raíz de la muesca en las muestras tratadas con ECP fue ligeramente mayor en comparación con las tratadas con TF. Por lo tanto, se encontró que el tratamiento TF es más eficiente en la mejora del comportamiento de fatiga en comparación con ECP una vez que se aplica como método de postratamiento final en combinación con HT y SP.

(a) Vidas de fatiga determinadas mediante pruebas de fatiga por flexión rotatoria considerando un nivel de amplitud de tensión constante de 110 MPa para todos los conjuntos de muestras y (b) la correspondiente mejora de la vida de fatiga en muestras posprocesadas en comparación con el estado construido.

Las imágenes SEM de las superficies de fractura se presentan en la Fig. 9c. Se puede observar que en las muestras AB y AB + TF las grietas por fatiga nuclearon desde la superficie mientras que en el caso de las series AB + SP y AB + SP + TF, debido a la presencia de esfuerzos residuales de compresión relativamente altos y a la modificación más notable de la morfología de la superficie, las grietas se iniciaron desde el subsuelo. Por otro lado, en el caso de las series tratadas térmicamente, las observaciones confirmaron que la falla por fatiga comenzó a partir de múltiples grietas superficiales, en muchos casos exhibiendo una distribución uniforme de los sitios de iniciación superficial alrededor de la sección transversal más pequeña; este es un patrón común de falla en las partes con muescas que resalta el papel dominante de la muesca geométrica, en oposición al sitio de iniciación de grietas local y principal en las series AB y AB + TF. Esta diferencia podría atribuirse al hecho de que, con el aumento de la ductilidad después del tratamiento térmico, el proceso de granallado fue más eficiente en la eliminación de defectos superficiales locales y, por lo tanto, resultó en una morfología superficial más regular en comparación con la serie AB. De esta manera, el efecto de la muesca geométrica se hizo más importante y, por lo tanto, las muestras exhibieron los típicos sitios de iniciación de grietas múltiples impuestos por la concentración de tensión debido a la presencia de la muesca geométrica. Mientras que para AB + SP y AB + SP + TF, a pesar de tener una rugosidad superficial similar a la de sus contrapartes tratadas térmicamente, las tensiones residuales de compresión más altas y más profundas enmascararon el efecto de la muesca geométrica y desplazaron el sitio de iniciación de grietas a áreas subsuperficiales. .

Los estudios realizados sobre la evaluación de la fatiga de las piezas AM con muesca revelan que, a pesar de que la raíz de la muesca se caracteriza por una concentración de tensión significativa debido a la discontinuidad geométrica, las fracturas por fatiga no necesariamente ocurren en el plano de la raíz de la muesca y, en la mayoría de los casos, las grietas se inician a partir de imperfecciones superficiales. de cara hacia abajo66. Para considerar este efecto, se utiliza el parámetro de altura relativa (h/h0), que se puede calcular como la relación de la distancia del sitio de inicio de la falla desde la raíz de la muesca (h) hasta la distancia total de apertura de la muesca (h0) para describir la condición del sitio de la fractura. La figura 10a muestra los sitios de fractura en todos los conjuntos de muestras que varían según los efectos de cada postratamiento. La figura 10b representa la ilustración esquemática de la determinación del lugar de la fractura en la geometría con muesca con una agudeza de muesca de ξ = 0,3. La Figura 10c muestra los valores obtenidos de la altura relativa de los sitios de fractura en todos los conjuntos de muestras que informan el promedio de 15 mediciones de diferentes ubicaciones para cada serie. Los resultados indican que el sitio de la fractura, que inicialmente estaba ubicado mucho más alto que la raíz de la muesca (en la cara hacia abajo) para la serie AB, se desplazó más cerca de la raíz de la muesca después de aplicar tratamientos posteriores de HT, SP, TF y sus combinaciones. El plano de fractura para las muestras AB + HT + SP + TF casi coincidía con el plano de la raíz de la muesca. El plano de fractura de las muestras AB + SP + TF, AB + HT + SP, AB + SP, AB + HT + TF, AB + TF y AB + HT tuvo la distancia más baja con la raíz de la muesca, respectivamente. Teniendo en cuenta los efectos de los tratamientos individuales, SP tuvo el mayor efecto en el desplazamiento del sitio de la fractura más cerca de la raíz de la muesca, seguido de los procesos TF y HT.

(a) Ubicaciones de los sitios de fractura en las muestras (b) la ilustración esquemática de la determinación del sitio de fractura en la geometría con muesca con una agudeza de muesca de ξ = 0,3 (c) altura relativa de los sitios de fractura para todos los conjuntos de muestras que informan el promedio de 15 Medidas por serie.

En este estudio, se investigó individualmente y en combinación con el tratamiento térmico y el granallado la aplicación del acabado en tambor como postratamiento mecánico final para abordar los efectos adversos de las imperfecciones internas y superficiales en el comportamiento a fatiga del PBF-LB AlSi10Mg con muescas en V. muestras Las muestras se caracterizaron en términos de microestructura, morfología superficial y rugosidad, microdureza, tensiones residuales, porosidad y comportamiento de fatiga por flexión rotatoria. En base a los resultados obtenidos se puede concluir que:

El granallado puede refinar en gran medida los granos alargados de la raíz de la muesca, lo que también da como resultado un refinamiento del grano de la capa superficial y un aumento de la microdureza de la superficie hasta aproximadamente un 24 % más en comparación con el estado original.

El acabado en tambor puede reducir en gran medida la rugosidad de la superficie de las muestras en estado construido y granallado al eliminar de manera eficiente las irregularidades de la superficie y los hoyuelos superpuestos creados por múltiples impactos de alta energía de los disparos.

El acabado en tambor aumentó la dureza a través del endurecimiento por deformación hasta un 12 y un 9 % para las series construidas y tratadas térmicamente, respectivamente. También introdujo tensiones residuales de compresión debido al contacto continuo de superficie a superficie entre las muestras y los medios cerámicos abrasivos.

El granallado es el principal contribuyente a la generación de tensiones residuales de compresión en la capa superficial. Sin embargo, el acabado en tambor aplicado después del granallado es capaz de mejorar el campo de tensiones residuales. Por otro lado, la aplicación de un tratamiento térmico antes del granallado y el acabado thumble condujo a menores tensiones residuales finales.

Los análisis de porosidad revelaron que el granallado y el acabado por volteo tenían una eficiencia menor para el cierre de poros debajo de la superficie.

El acabado en tambor por sí solo mejoró la vida útil hasta 24 veces más en comparación con la configuración construida. Mientras que el tratamiento híbrido de tratamiento térmico + granallado + acabado en tambor tuvo la mayor eficiencia para la mejora de la vida de fatiga con una vida de fatiga 560 veces mayor en comparación con el estado construido.

La comparación del acabado en tambor y el pulido electroquímico como pasos finales de postratamientos híbridos de tratamiento térmico + granallado reveló que el acabado en tambor fue más eficiente para la reducción de la rugosidad de la superficie y el endurecimiento de la capa superficial.

Finalmente, se puede concluir que el principal efecto del acabado en tambor es mejorar fuertemente la morfología y reducir la rugosidad del PBF-LB; al mismo tiempo, contribuye a la generación de tensiones residuales de compresión y aumenta la dureza en la capa superficial del material, lo que resulta en una vida de fatiga notablemente mejorada. Por lo tanto, puede considerarse un candidato adecuado para combinarlo con otros tratamientos superficiales como tratamiento final de postprocesamiento de las piezas de PBF-LB.

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

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Solberg, K., Wan, D. y Berto, F. Evaluación de la fatiga de muestras de Inconel 718 construidas y tratadas térmicamente producidas mediante fabricación aditiva, incluidos los efectos de muesca. Fractura de fatiga. Ing. Mate. Estructura. 43, 2326–2336 (2020).

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Descargar referencias

Departamento de Ingeniería Mecánica, Politecnico di Milano, Milán, Italia

Erfan Maleki, Sarah Bagherifard, Manoj Revuru y Mario Guagliano

Departamento de Ingeniería Mecánica, Universidad de Karabuk, Karabuk, Turquía

Okan Unal

Peen Service Srl, Bolonia, Italia

Michael Bandini

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EM, SB, MB y MG conceptualizaron el estudio y definieron la metodología. EM, OU y MR realizaron los experimentos. EM y SB escribieron el manuscrito del texto principal. EM preparó los gráficos. Todos los autores revisaron el manuscrito.

Correspondencia a Sara Bagherifard.

Los autores declaran no tener conflictos de intereses.

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Reimpresiones y permisos

Maleki, E., Bagherifard, S., Unal, O. et al. La eficiencia del acabado por volteo como postratamiento final para mejorar la fatiga de la fusión de lecho de polvo láser con muescas AlSi10Mg. Informe científico 13, 4602 (2023). https://doi.org/10.1038/s41598-023-30660-6

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Recibido: 21 de septiembre de 2022

Aceptado: 27 de febrero de 2023

Publicado: 21 de marzo de 2023

DOI: https://doi.org/10.1038/s41598-023-30660-6

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