Comportamiento a fatiga de piezas de titanio (Ti-6Al-4V) fabricadas mediante Selective Laser Melting

i Dpto. Ingeniería Mecánica y Fabricación Escuela Técnica Superior de Ingeniería Universidad de Sevilla Sevilla, 2019 Comportamiento a fatiga de piezas de titanio (Ti-6Al- 4V) fabricadas mediante Selective Laser Melting Autor: Carmen Viera Viera Tutores: Carlos Navarro Pintado, Jesús Vázquez Valeo Trabajo Fin de Grado Grado en Ingeniería de Tecnologías Industriales ii iii Trabajo Fin de Grado Grado en Ingeniería de Tecnologías Industriales Comportamiento a fatiga de piezas de titanio (Ti- 6Al-4V) fabricadas mediante Selective Laser Melting Autor: Carmen Viera Viera Tutores: Carlos Navarro Pintado Catedrático de Universidad Jesús Vázquez Valeo Profesor titular Dpto. Ingeniería Mecánica y Fabricación Escuela Técnica Superior de Ingeniería Universidad de Sevilla Sevilla, 2019 iv v Proyecto Fin de Grado: Comportamiento a fatiga de piezas de titanio (Ti-6Al-4V) fabricadas mediante Selective Laser Melting Autor: Carmen Viera Viera Tutores: Carlos Navarro Pintado, Jesús Vázquez Valeo El tribunal nombrado para juzgar el Proyecto arriba indicado, compuesto por los siguientes miembros: Presidente: Vocales: Secretario: Acuerdan otorgarle la calificación de: Sevilla, 2019 El Secretario del Tribunal vi vii Agradecimientos En primer lugar, quiero agradecer a Carlos Navarro la oportunidad de participar en este proyecto y ampliar mis conocimientos en un tema de actual investigación e interés como es la fabricación aditiva. También dar las gracias a Jesús Vázquez por su atención y ayuda cada vez que la he necesitado. Gracias a ambos por vuestra paciencia y tiempo dedicado en la realización de este trabajo. A toda mi familia, especialmente a mis padres y hermana, gracias a quienes hoy soy quien soy y hacia los que solo puedo expresar mi más sincero agradecimiento, por vuestro inestimable apoyo y simplemente compañía en cada uno de los momentos difíciles que se han presentado a lo largo de esta etapa a la que pongo fin con este documento. Por confiar en mí en todo momento y por vuestro amor incondicional, gracias. Os estaré eternamente agradecida. Finalmente, gracias a mis amigos, a los de toda la vida y, a los que en pocos años se han convertido en personas imprescindibles en mi vida. Gracias por vuestra ayuda desinteresada y por hacer de estos años de estudio una experiencia única de la que me llevo muy buenos recuerdos. Tengo mucho que agradecerle a esta etapa, pero nada comparable a haber puesto en mi camino a personas tan increíbles. Carmen Viera Viera Sevilla, 2019 viii ix Resumen Con el objetivo de comprender en mayor profundidad el comportamiento a fatiga de metales fabricados mediante AM (Additive Manufacturing), el presente proyecto estudia el efecto que diferentes parámetros tales como la rugosidad, los defectos, las tensiones residuales y los tratamientos superficiales aplicados tras la fabricación, tienen sobre el mismo. Para ello, se dispone de 30 probetas de Ti-6Al-4V procesadas mediante un tipo de fabricación aditiva conocida como Selective Laser Melting. Para analizar el efecto de los tratamientos superficiales, todas las muestras se dividieron en cinco grupos de seis muestras para cada grupo de forma que cada grupo fue sometido a un tratamiento diferente antes del ensayo. Los tratamientos seleccionados para ser aplicados a las muestras en estudio han sido shot peening, shot peening + CASE, laser peening e HIP. Además, a todos los grupos se les ha aplicado previamente un tratamiento térmico y un proceso de sand-blasting. Con el fin de comparar los resultados obtenidos para los distintos tratamientos con el estado original de las muestras, a uno de los cinco grupos no se le fue aplicado ningún tratamiento adicional. Para estudiar la resistencia a fatiga de las piezas, se han realizado ensayos de flexión en cuatro puntos sobre la totalidad de las muestras. A partir de los resultados obtenidos se ha realizado una comparación de las vidas a fatiga de las diferentes probetas en función del tratamiento superficial aplicado a través de las respectivas curvas S-N para cada grupo. Por otra parte, igualmente en función del tratamiento superficial aplicado, se ha realizado una comparación de los resultados obtenidos de rugosidad y tensiones residuales presentes en las diversas muestras. Para la realización de las mediciones de rugosidad se ha usado un rugosímetro proporcionado por el CAM y para la obtención de las tensiones residuales se ha utilizado un equipo de medición de tensiones basado en la técnica de la perforación del orificio proporcionado por el Laboratorio de Ingeniería Mecánica. Finalmente, se ha realizado un modelo 2D en Ansys con el fin de estudiar el comportamiento a fatiga de las muestras teniendo en cuenta las tensiones residuales de compresión introducidas por los tratamientos superficiales, comentados anteriormente, en las diferentes probetas que se estudian en este proyecto. xvi xvii Índice de Figuras Figura 2-1. Ejemplos de piezas fabricadas mediante AM en metal y polímero [2]. 2 Figura 2-2. Proceso de fabricación de la tecnología SLM [9]. 9 Figura 2-3. Ilustración gráfica de la secuencia paso a paso del proceso de SLM, desde el diseño de la pieza hasta su fabricación [10]. 9 Figura 2-4. Principales aplicaciones de la AM [21]. 11 Figura 3-1. Estructura cristalina del Titanio. a) Fase α: Hexagonal Compacta (HCP), b) Fase β: Cúbica centrada en el cuerpo (BCC) [28]. 14 Figura 3-2. Microestructura equiaxial de la aleación Ti-6Al-4V [28]. 15 Figura 3-3. Microestructura martensítica de la aleación Ti-6Al-4V [28]. 16 Figura 3-4. Microestructura Widmanstätten de la aleación Ti-6Al-4V [28]. 16 Figura 3-5. Microestructuras de componentes de titanio fabricados mediante AM [27]. 17 Figura 4-1. Dimensiones de las muestras que se estudian en el presente documento. 18 Figura 4-2. Sistema Renishaw AM250 SLM (Sistema de fabricación de las muestras) [30]. 19 Figura 4-3. Laser peening sobre Aluminio 6061-T6 [36]. 21 Figura 4-4. Textura de superficie con shot peening (arriba) y después del proceso CASE (abajo) [36]. 21 Figura 4-5. Textura shot peening, doble shot peening y CASE, respectivamente [36]. 21 Figura 4-6. Resultados de tensiones residuales para bolas 70 H y 230 H. 23 Figura 4-7. Distribución de momentos en un ensayo a flexión en cuatro puntos. 24 Figura 4-8. Configuración de pruebas de flexión de cuatro puntos. 24 Figura 4-9. Equipo usado para el ensayo de flexión en cuatro puntos. 25 Figura 4-10. Equipo usado para el ensayo de flexión en cuatro puntos. 25 Figura 4-11. Fotos de las muestras B1S1_SUP (a la izquierda) y B1S4_SUP (a la derecha). 26 Figura 4-12. Fotos de las muestras B1S8_SUP (a la izquierda) y B1S9_SUP (a la derecha). 26 Figura 4-13. Fotos de las muestras B4S31 (a la izquierda) y B4S32 (a la derecha). 26 Figura 4-14. Fotos de las muestras B4S33 (a la izquierda) y B4S34 (a la derecha). 26 Figura 4-15. Fotos de las muestras B4S35 (a la izquierda) y B4S36 (a la derecha). 27 Figura 4-16. Fotos de las muestras B1S1_INF (a la izquierda) y B1S4_INF (a la derecha). 27 Figura 4-17. Fotos de las muestras B1S5_SUP (a la izquierda) y B1S9_INF (a la derecha). 27 Figura 4-18. Foto de la muestra B2S12_INF 27 Figura 4-19. Fotos de las muestras B2S11_INF (a la izquierda) y B2S11_SUP (a la derecha). 28 Figura 4-20. Fotos de las muestras B2S12_SUP (a la izquierda) y B2S14_INF (a la derecha). 28 Figura 4-21. Fotos de las muestras B2S14_SUP (a la izquierda) y B2S15_SUP (a la derecha). 28 Figura 4-22. Fotos de las muestras B5S37 (a la izquierda) y B5S38 (a la derecha). 28 xviii Figura 4-23. Fotos de las muestras B5S39 (a la izquierda) y B5S41 (a la derecha). 29 Figura 4-24. Foto de la muestra B5S42. 29 Figura 4-25. Resultados de fatiga tras los ensayos en función del tratamiento aplicado. 31 Figura 4-26. Detalles de los puntos de inicio en la superficie de fractura de las muestras: a) Sup B1S4 (As Built, Nf = 16214 ciclos); b) B4S31 (LP, Nf = 3099304 ciclos) 32 Figura 4-27. Localización de la iniciación de la grieta en cada prueba (distancias en mm). 33 Figura 4-28. Defecto por falta de fusión y esquema sobre su efecto en la direccionalidad de la resistencia [41]. 34 Figura 4-29. Resultados de ensayos de fatiga en tres direcciones diferentes de carga para diferentes temperaturas de fabricación [42]. 35 Figura 4-30. Imagen representativa de los defectos más comunes en la aleación L-PBF Ti-6Al-4V [40]. 36 Figura 4-31. Comparación de las distribuciones de los defectos antes y después del prensado isostático en caliente (HIP). El voxel es un cubo de lado de aproximadamente 30 μm [40]. 37 Figura 4-32. Superficies de fractura en cuyo borde se aprecian partículas mal fundidas [47]. 38 Figura 4-33. Efecto de los procesos de mecanizado sobre el acabado superficial [48]. 38 Figura 4-34. Perfiles de rugosidad y ondulación superficiales [49]. 39 Figura 4-35. Rugosidad media aritmética, Ra, [49]. 40 Figura 4-36. Rugosidad parcial, Zi, [49] 41 Figura 4-37. Profundidad total de la rugosidad, Rt, [49]. 41 Figura 4-38. Cresta mayor del perfil, Rp, [49]. 41 Figura 4-39. Rugosímetro del CAM. 42 Figura 4-40. Direcciones de medición del palpador. (1,2,3) – Dirección transversal. (4,5,6) – Dirección longitudinal. 42 Figura 4-41. Resultados de rugosidad obtenidos para el parámetro Ra. 43 Figura 4-42. Resultados de rugosidad obtenidos para el parámetro Rt. 44 Figura 4-43. Resultados de rugosidad obtenidos para el parámetro Rz. 44 Figura 4-44. Resultados de rugosidad obtenidos para el parámetro Rq. 45 Figura 4-45. Geometría del orificio y tensiones residuales, (a) Tensiones uniformes, (b) Tensiones no uniformes [51]. 48 Figura 4-46. Geometría esquemática de una roseta de perforación de orificios típica de tres elementos, (a) Disposición de la roseta, (b) Detalle de un medidor de deformación [51]. 49 Figura 4-47. Tipos típicos de rosetas para el método de perforación de orificios [51]. 49 Figura 4-48. Diagrama del sistema en su configuración de prueba, con amplificadores digitales de medición de tensión HBM [53]. 51 Figura 4-49. Dispositivo mecánico y óptico. 52 Figura 4-50. Dispositivo electrónico (parte frontal). 53 Figura 4-51. Dispositivo electrónico (parte trasera). 53 Figura 4-52. Conexión muestra-sistema. 54 Figura 4-53. Menú principal RESTAN-RSM [53]. 54 Figura 4-54. Panel de control de Spider8 [53]. 55 xix Figura 4-55. Panel de control de posicionamiento, “Positioning Control” [53]. 56 Figura 4-56. Panel de control de perforación del orificio, “Test Manager” [53]. 56 Figura 4-57. Panel de evaluación de tensiones residuales usando el método integral. 57 Figura 4-58. Resultados de tensiones residuales obtenidos para las muestras As Built. 58 Figura 4-59. Resultados de tensiones residuales obtenidos para las muestras Laser Peening. 59 Figura 4-60. Resultados de tensiones residuales obtenidos para las muestras Shot Peening. 60 Figura 4-61. Resultados de tensiones residuales obtenidos para las muestras Shot Peening + CASE. 61 Figura 4-62. Resultados de tensiones residuales obtenidos para las muestras HIP. 61 Figura 4-63. Resultados de tensiones residuales obtenidos para todas las muestras As Built. 62 Figura 4-64. Resultados de tensiones residuales obtenidos para las muestras LP (B4S31, B4S32, B4S34, B4S35). 63 Figura 4-65. Resultados de tensiones residuales obtenidos para las muestras SP (B1S8_INF, B1S9_INF). 63 Figura 4-66. Resultados de tensiones residuales obtenidos para todas las muestras SP + CASE. 64 Figura 4-67. Resultados de tensiones residuales obtenidos para todas las muestras HIP (a excepción de la B5S39 de la que no se han obtenido resultados). 64 Figura 4-68. Resultados de tensiones residuales obtenidos para las muestras HIP (B5S38, B5S40, B5S41). 65 Figura 5-1. Geometría del elemento PLANE183 [55]. 65 Figura 5-2. Mallado, aplicación de la carga y de las condiciones de contorno en la mitad de la muestra (tras considerarse la simetría). 66 Figura 5-3. Distribución de tensiones en la superficie inferior de la probeta. 67 Figura 5-4. Comparación de los campos de tensiones de muestras de LP (B4S31, Fmáx=15000 N; B4S35, Fmáx=20470 N) 68 Figura 5-5. Comparación de los campos de tensiones de muestras de SP (B1S9_INF, Fmáx=20470 N) 68 Figura 5-6. Comparación de los campos de tensiones de muestras de SPC (B2S11_INF, Fmáx=17800 N; B2S14_INF, Fmáx=20470 N). 69 Figura 5-7. Relación entre la localización de la iniciación de la grieta y el rango en que se producen las tensiones máximas en las muestras de LP (distancias en mm). 70 Figura 5-8. Relación entre la localización de la iniciación de la grieta y el rango en que se producen las tensiones máximas en las muestras de SP (distancias en mm). 70 Figura 5-9. Relación entre la localización de la iniciación de la grieta y el rango en que se producen las tensiones máximas en las muestras de SP + CASE (distancias en mm). 70 Figura 5-10. Relación entre la distancia del plano de rotura y la distancia a la que se dan los valores de máxima tensión en la superficie de las muestras de As Built. 72 Figura 5-11. Relación entre la distancia del plano de rotura y la distancia a la que se dan los valores de máxima tensión en la superficie de las muestras de LP. 72 Figura 5-12. Relación entre la distancia del plano de rotura y la distancia a la que se dan los valores de máxima tensión en la superficie de las muestras de SP. 73 Figura 5-13. Relación entre la distancia del plano de rotura y la distancia a la que se dan los valores de máxima tensión en la superficie de las muestras de SP + CASE. 73 Figura 5-14. Relación entre la distancia del plano de rotura y la distancia a la que se dan los valores de máxima tensión en la superficie de las muestras de HIP. 74 xx xxi Notación AM SLM L-PBF E-PBF DED LOF SP Additive Manufacturing Selective Laser Melting Laser-Based Powder Bed Fusion Electron-Beam Powder Bed Fusion Directed Energy Deposition Lack of Fusion Shot Peening CASE Chemically Assisted Surface Engineering LP Laser Peening HIP CAM ETSI Hot Isostatic Pressing Centro Andaluz de Metrología Escuela Técnica Superior de Ingeniería ASTM American Society of Testing Materials xxii 1 1 OBJETIVOS La tecnología de fabricación aditiva (AM por sus siglas en inglés) trae la promesa de una nueva revolución industrial ofreciendo la capacidad de fabricar piezas mediante la adición repetitiva de capas de material directamente desde un modelo digital CAD [1]. Sin embargo, a pesar de todos los avances y proyectos actualmente en desarrollo, la tecnología AM presenta problemas de gran relevancia que deben ser resueltos para hacer posible la extensión de su aplicación industrial, especialmente en elementos metálicos. Una gran cantidad de datos experimentales e investigaciones en los últimos años han mejorado significativamente la comprensión de esta tecnología. Sin embargo, desde el punto de vista del comportamiento mecánico del material y del rendimiento estructural, la mayoría de estos estudios pueden tener poca o ninguna relevancia para el rendimiento bajo una carga cíclica y, por lo tanto, para el análisis de fatiga [2]. Debido a ello, con el fin de obtener beneficio de las numerosas ventajas que este tipo de tecnología proporciona respecto a otros procesos tradicionales de fabricación en muchas aplicaciones estructurales críticas de fatiga, es necesario una comprensión más profunda de los efectos de los parámetros del proceso de fabricación y el historial térmico asociado, así como de los tratamientos posteriores a la fabricación bajo carga cíclica. Estas variables que investigar causan una variedad de microestructuras, tensiones residuales y poblaciones de defectos que afectan al rendimiento a fatiga [2]. Asumiendo esta necesidad, el presente proyecto propone el estudio del comportamiento a fatiga de piezas metálicas fabricadas mediante un tipo particular de fabricación aditiva en metales conocido como Selective Laser Melting (SLM) y el análisis del efecto de diferentes parámetros como son el acabado superficial, las tensiones residuales o los tratamientos termo-mecánicos. Dentro de los materiales metálicos se ha seleccionado una de las principales aleaciones del titanio que se usan industrialmente, Ti-6Al-4V. 2 2 LA FABRICACIÓN ADITIVA 2.1. Introducción En la actualidad, la globalización está dando lugar a una nueva revolución industrial, con una diversificación sin precedentes de la producción, los productos y los servicios. El mercado progresivamente demanda productos personalizados y con reducidos plazos de entrega, junto a una alta capacidad de adaptación a las modas cambiantes del mercado. Esto hace necesaria una evolución de los sistemas de producción actuales hacia modelos más versátiles y flexibles, que aseguren los requerimientos de los sectores más exigentes [1]. Los procesos convencionales de fabricación de componentes requieren el uso de gran cantidad de elementos de control, necesarios para conseguir niveles de precisión y fiabilidad muy elevados. La utilización de sistemas informáticos en las fases de ingeniería de diseño, fabricación y simulación de un producto, en combinación con otras técnicas basadas en la mecatrónica, han conseguido niveles elevados de eficacia. No obstante, todavía existen ciertas limitaciones ya que en función del tamaño del lote a fabricar y la complejidad geométrica del componente, es necesario utilizar procesos y utillajes que pueden encarecer el coste del producto final [2]. Esta tendencia del mercado está provocando una rápida evolución de las tecnologías. Muestra de ello, es la evolución exponencial de las tecnologías de AM que en un plazo de apenas veinte años se han posicionado como una respuesta factible y fiable, tanto desde un punto de vista técnico como económico para un amplio rango de productos de tirada corta, geometría compleja y alto valor añadido. Este nuevo concepto de fabricación se está posicionando en el mercado como recurso clave a la hora de dar respuesta a estos requerimientos, gracias a su gran libertad de diseño, la ausencia de utillaje y su rápida capacidad de respuesta [1]. La fabricación aditiva (a veces conocida como creación rápida de prototipos o impresión 3D) es un proceso de unión de materiales para crear objetos a partir de modelos 3D, generalmente capa por capa, en oposición a metodologías de fabricación sustractivas [3]. Esta novedosa tecnología proporciona diversas ventajas sobre los métodos tradicionales de fabricación, ya que en lugar de fabricar la pieza retirando material de un bloque, en AM la pieza se fabrica con una geometría casi final con poca o ninguna necesidad de eliminación de material, por lo que hay mucho menos desperdicio. Figura 2-1. Ejemplos de piezas fabricadas mediante AM en metal y polímero [2]. El sector de AM ha ido creciendo enormemente en los últimos años, siendo de especial interés el sorprendente incremento de la aplicación de AM con metales. Este crecimiento se debe a las enormes posibilidades que ofrece frente a otros tipos de fabricación tradicionales, como ya se ha comentado anteriormente. Sin embargo, para aprovechar totalmente las ventajas de esta tecnología es imprescindible conseguir una alta fiabilidad en las piezas obtenidas, lo que requiere la comprensión de las propiedades mecánicas de estas piezas, el modelado predictivo del comportamiento de la pieza durante su vida en servicio y el control del proceso de fabricación para producir La fabricación aditiva 3 piezas funcionales con características específicas. Por ello, es necesario establecer relaciones de procesoestructura-propiedad-rendimiento para procesos y piezas AM [4]. En general, se estima que más del 50% de todos los fallos mecánicos que se producen en componentes de máquinas son debidos a la fatiga [5]. Particularmente, en el caso de la industria aeronáutica, se estima que más de la mitad de los fallos se atribuyen a esta causa (Tabla 2-1). Además, los requisitos de certificación de fatiga y tolerancia al daño han demostrado ser algunos de los desafíos más difíciles de cumplir, especialmente para tecnologías de fabricación y sistemas de materiales novedosos [6]. Tabla 2-1. Frecuencia de mecanismos de fallo en los componentes de una aeronave [5]. MECANISMO DE FALLO % FALLO Fatiga 55 Corrosión 16 Sobrecarga 14 Grietas por corrosión bajo tensión 7 Desgaste/abrasión/erosión 6 Corrosión a alta temperatura 2 Como consecuencia de ello, el conocimiento de las características resistentes a fatiga de los elementos fabricados mediante AM resulta ser fundamental para el avance de esta tecnología y es, por tanto, la finalidad de este proyecto. 2.2. Ventajas e inconvenientes de las tecnologías AM La fabricación aditiva presenta numerosas ventajas sobre las técnicas de fabricación tradicionales. En este apartado se comentarán las más relevantes de las que se aplican a la industria. Comprender las ventajas de la esta tecnología permite a los diseñadores tomar mejores decisiones al seleccionar un proceso de fabricación y les permite entregar un producto óptimo [7]. Las técnicas de fabricación aditiva se distinguen principalmente de las técnicas convencionales por dos características [8]: • La complejidad geométrica de la pieza a fabricar. Se pueden reproducir fácilmente geometrías esbeltas, vaciados interiores, canales internos, espesores variables, formas irregulares, etc., y a partir de una geometría obtenida por un CAD 3D. • La personalización del diseño de la pieza a fabricar. Podemos obtener productos exactamente iguales o completamente distintos sin influir notablemente en el proceso y sin costes adicionales. Esta personalización es una de las principales tendencias actualmente en el desarrollo de productos de alto valor añadido, y su aplicación en masa es uno de los paradigmas que persigue la industria en países desarrollados y que se considera clave para su sostenibilidad. Estas dos características se pueden convertir en grandes ventajas en distintos sectores industriales [8]: ✓ Productos aligerados. Se pueden fabricar productos diseñados para una determinada función y con condiciones a medida, por ejemplo: aligerados por razones de peso, resistencia y/o costes. ✓ Productos multimaterial. Es posible fabricar un producto aportando simultáneamente varios materiales en un mismo sólido; de este modo, la técnica supera una de las limitaciones actuales en la relación peso/resistencia mecánica, aportando funcionalidades nuevas o abaratando costes del producto. ✓ Productos ergonómicos. El diseño de los componentes puede alcanzar una mejor interacción con el usuario adaptándose a las particularidades antropométricas exactas de cada individuo (prótesis) sin afectar necesariamente a los costes de fabricación. 10 Comportamiento a fatiga de piezas de titanio (Ti-6Al-4V) fabricadas mediante Selective Laser Melting hasta su fabricación [10]. En la tecnología SLM se utiliza un láser como fuente de energía para fundir el polvo. Muchos de los materiales metálicos aptos para este proceso son susceptibles a la oxidación. Por este motivo el proceso SLM se lleva a cabo en cámaras cerradas y habitualmente en atmósferas protectoras (no oxidantes). Es habitual trabajar con aleaciones de titanio o cobalto-cromo en atmósferas inertes de argón [2]. Las capacidades actuales de la tecnología SLM se resumen en la siguiente tabla: Tabla 2-6. Capacidades de la tecnología SLM [2]. Materiales Aceros inoxidables, aceros herramienta, aleaciones base Ni, Densidad > 99% Tolerancias dimensionales ± 0,05-0,1 mm Espesor de pared > 200 m Acabado superficial Rz 20-100 m Limitaciones geométricas Ángulos inferiores a 45º con soportes Tamaño de la pieza Limitado por plataforma (L < 250 mm) A pesar de sus numerosas ventajas, esta nueva técnica de producción tiene que hacer frente todavía a algunos retos. Durante el proceso de fusión de cada capa con el láser se producen calentamientos, fusiones y solidificaciones muy localizadas, con el diámetro aproximado del haz del láser (del orden de muy pocos cientos de micras) y profundidades algo mayores que el espesor de cada capa, que suele ser inferior a 100 o 150 µm. Este proceso da origen a microestructuras muy diferentes a las obtenidas por los procedimientos tradicionales de fabricación, así como defectos típicos del material y tensiones residuales [6]. Dadas estas especiales características, es importante conocer las microestructuras producidas y su dependencia de los parámetros de fabricación y tratamientos termomecánicos posteriores. Entre los parámetros que afectan a la microestructura y propiedades cabe destacar el tamaño del polvo metálico, el espesor de capa, el diámetro y potencia del láser, la velocidad de avance, la distancia entre líneas del recorrido del mismo, la temperatura de la cámara de fabricación y el recorrido de avance del haz en relación a la geometría. Estos parámetros afectan a la velocidad de calentamiento y enfriamiento localizado, y por tanto a la microestructura, así como a la anisotropía de la misma, a las tensiones residuales y a los defectos que pueden producirse [11]. La densidad de energía se considera un factor clave que afecta a la calidad de las piezas fabricadas por SLM. La ampliamente utilizada densidad de energía E (J/mm3) se define en la siguiente ecuación [12], [13]. 𝐸= 𝑃 𝑣·ℎ·𝑡 Donde P es la potencia (W), v es la velocidad de escaneo (mm/s), h es la distancia entre cordones (hatch spacing) (mm) y t es el espesor de la capa (mm). La optimización de esta variable, que depende de varios parámetros de proceso, se considera de vital importancia para obtener piezas libres de defectos (poros, faltas de fusión, grietas), con una alta densidad y óptima calidad. Precisamente, uno de los aspectos problemáticos en componentes procesados por SLM es su pobre calidad superficial, que se traduce en niveles altos de rugosidad. La rugosidad superficial depende de muchos factores tales como el material, tamaño de partícula de polvo, espesor de capa, parámetros de láser y escaneo, estrategia de escaneo y tratamientos de post-proceso. En muchas ocasiones, los tratamientos de post-procesado son imprescindibles para eliminar las partículas sinterizadas que se quedan adheridas a la superficie y de esta forma reducir considerablemente la rugosidad. Otra opción muy recurrida para conseguir muestras con una rugosidad mejorada es aplicar una re-fusión en la última capa [14], [15], [16]. Las tensiones térmicas y la presencia de fases de no equilibrio junto con la porosidad y una pobre calidad superficial pueden constituir un problema para La fabricación aditiva 11 obtener componentes con altas propiedades mecánicas en muchas aplicaciones incluyendo el sector de automoción, aeroespacial y otros campos ingenieriles donde las altas resistencias y un adecuado comportamiento a fatiga son primordiales [15]. Con la finalidad de obtener piezas de altas prestaciones, suele ser habitual aplicar tratamientos térmicos y superficiales después de la fabricación por SLM que reduzcan la porosidad, proporcionen un cambio microestructural, reduzcan las tensiones térmicas y mejoren la calidad superficial. Un tratamiento térmico efectivo en reducir la porosidad y cerrar grietas pequeñas presentes en muestras de SLM es el denominado HIP (Hot Isostatic Pressing) que consiste en aplicar presión de forma isostática y temperatura al mismo instante [17], [18], [19]. Por otra parte, las características del polvo metálico a utilizar y el proceso usado para producirlo juegan, igualmente, un papel fundamental en la calidad de la pieza final. Es necesario formar una capa bien distribuida y homogénea de polvo antes de la actuación del láser para evitar defectos en la pieza fabricada. En el presente trabajo se estudian los factores que más afectan a las propiedades mecánicas y a la calidad superficial de algunos materiales procesables por SLM. De esta forma, se investigan y se proponen tratamientos térmicos y superficiales para lograr incrementar las propiedades mecánicas, de forma que los componentes finales sean aptos de ser utilizados en sectores tan exigentes como el aeroespacial, automoción, médico, molde y matricería, entre otros. 2.4. Aplicaciones actuales La fabricación aditiva posee un enorme potencial de crecimiento. En al año 2015, el mercado de la fabricación aditiva fue de 3.8 millones de dólares. Los pronósticos de Wohlers Report 2019 para 2020 son de $ 15.8 mil millones para todos los productos y servicios de AM en todo el mundo. Además, la compañía espera que los ingresos aumenten a $ 23.9 mil millones en 2022 y $ 35.6 mil millones en 2024 [20]. Figura 2-4. Principales aplicaciones de la AM [21]. Actualmente, se emplea AM con metales en muy diversos sectores. Los recientes avances en esta tecnología han brindado oportunidades sin precedentes, en el sector sanitario, por ejemplo, para producir estructuras complejas que satisfagan las crecientes demandas de implantes con rendimiento mecánico personalizado, tales como prótesis dentales, de rodilla o craneales a la medida de cada paciente, o de multitud de implantes, donde además se puede aprovechar la posibilidad de fabricar piezas con gradiente de propiedades [22]. Architectural 2,10% Government/Military 5,10% Academic Institutions 7,90% Medical/Dental 11,30% Consumer Products/Electroni cs 11,70% Aerospace 18,90% Motor Vehicles 16,00% Other 7,00% Industrial Business Machines 20,00% INDUSTRIAL ADOPTION OF ADDITIVE MANUFACTURING 12 Comportamiento a fatiga de piezas de titanio (Ti-6Al-4V) fabricadas mediante Selective Laser Melting En la industria en general tienen especial aplicación en la fabricación de piezas complejas, donde en muchos casos permiten sustituir un conjunto formado por varias piezas de geometría compleja por una sola pieza, con la simplificación que supone para el proceso de montaje y la reducción de peso en muchos casos. Así, cada vez está más extendida su aplicación en la fabricación de intercambiadores de calor o en el sector de la automoción para la fabricación de prototipos o piezas complejas de series cortas o para vehículos de competición [23]. Por otra parte, la industria está descubriendo las numerosas ventajas que este tipo de fabricación puede aportar a sus procesos de mantenimiento, ya sea para la reparación de piezas mediante adición de material o, para fabricar piezas descatalogadas que sustituyan a otras defectuosas de cierta complejidad geométrica con el objetivo de no parar la producción. Esta tecnología también está extendiendo su aplicación en la industria ornamental para fabricar elementos de diseño específico y geometría compleja [11]. De acuerdo con el informe Wohler [24], en los últimos años el sector AM ha ido creciendo a razón de entre el 25 y el 35 % anual, estando en 3.000 millones de dólares en 2013 y estimándose que pase a tener un volumen de 100.000 millones en 2030. La industria aeroespacial es uno de los adoptadores importantes de la tecnología AM. Según la encuesta reciente, solo las aplicaciones aeroespaciales representaron el 12,3% en el campo de Fabricación aditiva global. La encuesta también predice que se espera que el sector AM aumente de $ 1.5 mil millones a $ 100 mil millones en los próximos 20 años y gran parte de este crecimiento se debe solo al sector aeroespacial [25]. Esto se debe a que, actualmente, la industria aeroespacial exige componentes más fuertes, más ligeros y más duraderos y, hoy en día, la tecnología AM crea nuevas posibilidades para enfrentar estos desafíos. Sin embargo, en el sector aeronáutico es más complicado conseguir la certificación de vuelo de piezas de este tipo, dadas las especiales condiciones de seguridad impuestas. Para resolver este problema, recientemente, la industria aeronáutica ha comenzado a desarrollar algunos materiales y tecnologías de fabricación para conseguir dichas certificaciones en un futuro próximo, principalmente de piezas de geometrías complejas, optimizadas topológicamente para reducir peso, fabricadas en aleaciones de titanio o aluminio. Las áreas de aplicación incluyen la creación rápida de prototipos de componentes en la fase de diseño utilizando plástico y metal y la fabricación directa de piezas metálicas de formas complejas, la reparación de piezas dañadas o el reemplazo de piezas dañada [25], [26]. En resumen, AM es la base de una nueva revolución industrial, consiguiendo un enorme ahorro en la fabricación y cantidad de material necesario, eliminando los costes de ensamblaje, o la necesidad de diseñar y fabricar las piezas en puntos alejados del planeta, reduciendo, por tanto, los costes de transporte. Permite además abaratar la fabricación de piezas donde antes era más rentable fabricar el producto total, cambiando con ello los ciclos de vida de los objetos o incluso las reglas de producción que conocíamos hasta ahora [2]. 13 3 EL TITANIO EN AM El interés del titanio y sus aleaciones nace de sus excelentes propiedades mecánicas específicas, así como su excelente resistencia a la corrosión [27]. Otra característica significativa es su elevado punto de fusión (1.668 ˚C) en comparación con otros metales o aleaciones de uso ingenieril. Únicamente el cromo y el vanadio presentan un punto de fusión más elevado. Además, de su ligereza y alto punto de fusión, posee bajos valores de calor específico, coeficiente de dilatación y conductividad térmica [28]. Dichas propiedades hacen del titanio y sus aleaciones un material excelente para la industria del transporte, especialmente la aeroespacial debido al interés por reducir el peso de sus componentes sin sacrificar propiedades mecánicas. Otro de los campos de aplicación del titanio es la industria biomédica debido a su biocompatibilidad con los tejidos del cuerpo humano [27]. No obstante, el principal inconveniente para extender el uso de las aleaciones de titanio es su elevado coste en comparación con otros materiales competitivos en el sector. El elevado coste de los componentes de titanio parte en primer lugar del coste de la obtención de este elemento en forma mineral, estando muy por encima de sus principales competidores. Igualmente, el procesado para la obtención del componente final también supone un coste superior al de otros materiales posibles. Los principales problemas a la hora de manipular el titanio y que dificultan su uso con las técnicas de fabricación tradicionales es su sensibilidad al aire. Por ello es necesario procesarlo al vacío o bajo atmósfera inerte. Como consecuencia de ello, con el objetivo de conseguir componentes fabricados a partir de aleaciones de titanio con un menor coste de producción, se investiga el posible uso de nuevas tecnologías de conformado como son las de origen pulvimetalúrgico, donde la fabricación aditiva juega un papel fundamental. AM, no solo reduce el tiempo y coste de producción de componentes de titanio, sino que además permite la obtención de geometrías complejas y cuerpos huecos, generando una optimización del componente final [27]. Las propiedades mecánicas de las piezas de titanio producidas por distintas tecnologías AM han sido estudiadas a lo largo de los años con el objetivo de obtener una comparación con las piezas fabricadas de forma convencional. Los estudios se han centrado sobre todo en la aleación principal de titanio, Ti-6Al-4V. Generalmente, las piezas fabricadas por alguna de las distintas tecnologías aditivas tienen mayor tensión máxima y menor ductilidad que las piezas fabricadas y tratadas por medios convencionales [27]. En cuanto a la fatiga, los estudios concluyen que el acabado superficial es muy influyente en la vida a fatiga de los componentes aditivos. Se ha observado que la vida a fatiga de las piezas fabricadas mediante tecnología convencional es similar a la de las fabricadas aditivamente, pero con un mecanizado superficial posterior. Los ensayos sobre muestras no mecanizadas tras su impresión tienen una vida a fatiga notablemente menor [27]. 3.1. Microestructura del titanio El titanio presenta una transformación alotrópica a 882 ± 2 °C, pasando de una estructura hexagonal compacta (fase α) a una estructura cúbica centrada en las caras (fase β) durante los intercambios de calor del proceso de fabricación aditiva [28]. La siguiente figura, Figura 3-1, muestra las características principales de la red cristalina del titanio en fase α y fase β. Por ese motivo, la microestructura de un componente AM de titanio es compleja. 14 Comportamiento a fatiga de piezas de titanio (Ti-6Al-4V) fabricadas mediante Selective Laser Melting Figura 3-1. Estructura cristalina del Titanio. a) Fase α: Hexagonal Compacta (HCP), b) Fase β: Cúbica centrada en el cuerpo (BCC) [28]. Dependiendo de los elementos aleantes que se introduzcan en la red, se pueden obtener microestructuras α, β o bifásica α-β. Las microestructuras α-β se dividen, a su vez, en ricoα, cuando la microestructura es mayoritariamente α, y ricoβ, cuando la microestructura de la aleación es mayoritariamente β, cuyas correspondientes características se detallarán a continuación [28]: • Aleaciones α y ricoα. Los elementos químicos con menos de cuatro electrones de enlace por átomo tienden a alear con el titanio, estabilizando la fase α, y aumentando la temperatura de transformación alotrópica. A este grupo de elementos pertenece el aluminio y el galio. Por ello, el aluminio representa el elemento de aleación alfágeno más empleado comercialmente. • Aleaciones α-β. Los elementos químicos con más de cuatro electrones de enlace por átomo tienden a alear con el titanio, estabilizando la fase β, y disminuyendo la temperatura de transformación alotrópica. A este grupo de elementos pertenece el vanadio, molibdeno, wolframio, niobio, entre otros. Las aleaciones α-β contienen tanto elementos estabilizadores de la fase α como de la fase β. Estas aleaciones pueden mejorar sus propiedades mecánicas tras los tratamientos térmicos. En este grupo de aleaciones se encuentra la aleación Ti-6Al-4V que será la utilizada para la presente investigación. • Aleaciones β y ricoβ. Las aleaciones β tienen la propiedad de retener fase β y no sufrir transformación martensítica al enfriarse rápidamente. Tienen una gran capacidad de ser endurecidas térmicamente, obteniendo fase β completamente retenida tras el enfriamiento. Tras el tratamiento térmico de solubilización, temple y maduración, la fase β se transforma parcialmente en α, creando pequeñas concentraciones retenidas en la fase β. Esto aumenta la resistencia de la aleación. Este tipo de aleaciones presentan un bajo módulo de elasticidad, por lo que son muy interesantes para su aplicación en el campo de la biomedicina. 3.1.1. Microestructura de la aleación Ti-6Al-4V La aleación Ti-6Al-4V es la aleación de titanio más usada industrialmente. En la siguiente tabla, Tabla 3-2, se presenta una comparación de los márgenes para la composición de la aleación Ti-6Al-4V por diferentes normativas. Tabla 3-1. Composición (% en peso) de la aleación Ti-6Al-4V según diversas normativas [28]. Al V Fe C O N H Ti UNE 38723:1981 5,5-6,5 3,5-4,5 0,25 < 0,08 < 0,13 < 0,05 < 0,012 Bal ISO 5832-3:1996 5,5-6,75 3,5-4,5 0,30 < 0,08 < 0,20 < 0,05 < 0,015 Bal ASTM F136:2013 5,5-6,5 3,5-4,5 < 0,25 < 0,08 < 0,13 < 0,05 < 0,012 Bal El titanio en AM 15 Cuanto mayor es el contenido en oxígeno, nitrógeno, aluminio o vanadio, mayor es la resistencia mecánica, y a la inversa, cuanto menor es su contenido, mayor es la tenacidad a fractura, la ductilidad, la resistencia a la corrosión inducida por tensión y la velocidad de propagación de grietas [28]. Como aleación α-β, la aleación Ti-6Al-4V presenta diferentes composiciones de fases α y β, dependiendo del tratamiento térmico y del contenido en elementos intersticiales. Pueden distinguirse las siguientes categorías [28]: • Microestructura equiaxial. Se obtienen tras trabajar mecánicamente el material en el rango de temperaturas α+β. Un recocido posterior a temperaturas menores a la temperatura de inicio de martensita (por ejemplo 700°C) produce una microestructura formada por granos finos de α y β denominada “recocido medio”. Durante el recocido, la microestructura consta de fase α primaria y fase β. Al enfriarse el material, la fase α primaria no se transforma, por lo que mantiene su morfología, mientras que la fase β sí que se transforma, con una estructura final dependiente de la velocidad de enfriamiento desde la temperatura de recocido. Figura 3-2. Microestructura equiaxial de la aleación Ti-6Al-4V [28]. ➢ Microestructura martensítica. Se obtiene por enfriamiento rápido o temple, desde temperaturas superiores a la β-transus, lo que genera una transformación martensítica dando lugar a la fase α’ o martensita hexagonal no termoelástica y a la fase α’’ o martensita ortorrómbica termoelástica, causante de las propiedades de memoria de forma. A diferencia de los aceros, el efecto de endurecimiento de la martensita es reducido, debido al gran tamaño de los granos y a la inexistencia de átomos intersticiales [28]. 16 Comportamiento a fatiga de piezas de titanio (Ti-6Al-4V) fabricadas mediante Selective Laser Melting Figura 3-3. Microestructura martensítica de la aleación Ti-6Al-4V [28]. • Estructuras laminares o de Widmanstätten. Se obtienen por enfriamiento lento desde temperaturas superiores a la β-transus. Esta ralentización permite la difusión controlada desde la fase α y β cuando la temperatura disminuye por debajo de la β-transus. En ese momento, la fase α comienza a nuclear en los bordes de grano β, provocando el crecimiento de la fase α en forma de láminas. La estructura laminar resultante se compone de placas gruesas de fase α, unidas a placas finas de fase β, formando paquetes o colonias. Esta estructura se llama fase α laminar, colonias alfa, estructura Widmanstätten o tipo cesta. Figura 3-4. Microestructura Widmanstätten de la aleación Ti-6Al-4V [28]. • Microestructuras bimodales. Consisten en granos α aislados en una matriz β transformada. Se obtiene con un recocido a 950°C, seguido de un temple en agua, y un envejecimiento a 600°C. Se consigue entonces un grano α de 15-20 µm de diámetro aislado por fase β retransformada. Sin embargo, si se envejece a 650°C se produce la descomposición de la fase β en granos de fase α. La microestructura del titanio, concretamente de su aleación principal, Ti-6Al-4V bajo procesado por láser se caracteriza por un crecimiento epitaxial o columnar bajo las condiciones de calor localizado de la fabricación aditiva. Los granos columnares de fase β se orientan de forma perpendicular a la superficie de trabajo, siguiendo la dirección de solapamiento de las capas. En los procesos con haz de electrones como fuente de energía, debido a la mayor temperatura del substrato y la menor capacidad de evacuación de temperatura de una atmósfera al vacío, se genera una estructura α-β. Muchos componentes requieren de tratamientos térmicos posteriores para homogeneizar propiedades o aliviar tensiones internas. Estas microestructuras marcan las propiedades de la pieza. Comparativamente, debido a la formación de fase metaestable α’-martensita en el enfriamiento rápido de los procesos con láser, el componente tiene mayor resistencia y menor elongación, mientras que, para los de El titanio en AM 17 haz de electrones, su estructura producida por enfriamiento lento exhibe menor resistencia, pero una ductilidad significativamente mayor [27]. Figura 3-5. Microestructuras de componentes de titanio fabricados mediante AM [27]. Aunque la microestructura típica del titanio procesado con SLM consiste en granos de β combinados con 𝛼′ acicular, sus características microestructurales podrían verse afectadas por una serie de factores. Según resultados experimentales, el ancho de los granos de β columnares se podría cambiar haciendo que el espesor de la capa de polvo sea más fino (lo que conduce a unos granos β más finos). Tomando el espesor de la capa de polvo y la densidad de energía como constantes, podría verse afectado en gran medida el desarrollo microestructural, afectando principalmente a la naturaleza de la microestructura 𝛼′ dominante para ser transformada en una estructura α+β. La formación de la 𝛼′ martensita acicular o estructura laminar ultrafina α+β también se encontró que dependía de la densidad de energía. En consecuencia, para lograr una estructura α+β, es necesario controlar la entrada de energía durante el proceso de SLM [29]. 18 4 TÉCNICAS EXPERIMENTALES 4.1. Obtención de las muestras El presente proyecto va a realizar estudios sobre 30 muestras prismáticas (80x20x10 mm con un radio de 2 mm en las esquinas) producidas por AM con la dimensión más grande orientada en la dirección z (vertical) en la cámara de fabricación. Esta dirección se seleccionó porque, por lo general, lo más desfavorable es resistir la fatiga debido a la orientación de los principales defectos producidos durante la fabricación. Figura 4-1. Dimensiones de las muestras que se estudian en el presente documento. Las muestras se fabricaron mediante un sistema Renishaw AM250 SLM con los siguientes parámetros: Técnicas experimentales 19 Figura 4-2. Sistema Renishaw AM250 SLM (Sistema de fabricación de las muestras) [30]. Tabla 4-1. Parámetros Renishaw AM250 SLM (sistema de fabricación de las muestras). PARÁMETROS VALORES Tamaño de polvo 15-45 μm Espesor de la capa 60 μm Potencia del láser de salida 200 W Velocidad de escaneo 0,86 m/s 4.2. Tratamientos superficiales aplicados a las muestras Para reducir la influencia de los aspectos desfavorables desde el punto de vista de fatiga, además de seleccionar los parámetros de fabricación más favorables se emplean diversas estrategias. Por un lado, los tratamientos de alivio de tensiones eliminan o reducen las tensiones residuales, con las ventajas que ello produce en las propiedades a fatiga y fractura [16]. La dificultad del mecanizado en piezas de geometría compleja como las fabricadas mediante AM hace que sea necesario emplear tratamientos mecánicos superficiales que permitan acceder a zonas inaccesibles con herramientas tradicionales. Ello convierte al sand-blasting y otros tratamientos no convencionales en candidatos a desempeñar un papel importante en la fabricación de piezas metálicas resistentes mediante SLM u otros procedimientos de AM [16]. Existen muchos análisis de las propiedades mecánicas de los aditivos Ti-6Al-4V fabricados con muy buenos resultados de resistencia estática en general cuando se aplican tratamientos termomecánicos adecuados después del proceso de AM. Sin embargo, todavía hay algunas dificultades para obtener las propiedades de fatiga cercanas a los obtenidas cuando la muestra se fabrica utilizando procesos tradicionales [31]. Este trabajo propone diferentes tratamientos para aumentar la resistencia a la fatiga. Cinco tratamientos se han utilizado para la comparación. Para analizar el efecto de los tratamientos, las 30 muestras se dividieron en cinco grupos de seis muestras para cada grupo. Cada grupo fue sometido a un tratamiento diferente antes del ensayo 26 Comportamiento a fatiga de piezas de titanio (Ti-6Al-4V) fabricadas mediante Selective Laser Melting Figura 4-11. Fotos de las muestras B1S1_SUP (a la izquierda) y B1S4_SUP (a la derecha). Figura 4-12. Fotos de las muestras B1S8_SUP (a la izquierda) y B1S9_SUP (a la derecha). ➢ Laser Peening Figura 4-13. Fotos de las muestras B4S31 (a la izquierda) y B4S32 (a la derecha). Figura 4-14. Fotos de las muestras B4S33 (a la izquierda) y B4S34 (a la derecha). Técnicas experimentales 27 Figura 4-15. Fotos de las muestras B4S35 (a la izquierda) y B4S36 (a la derecha). ➢ Shot Peening Figura 4-16. Fotos de las muestras B1S1_INF (a la izquierda) y B1S4_INF (a la derecha). Figura 4-17. Fotos de las muestras B1S5_SUP (a la izquierda) y B1S9_INF (a la derecha). Figura 4-18. Foto de la muestra B2S12_INF ➢ Shot Peening + CASE 28 Comportamiento a fatiga de piezas de titanio (Ti-6Al-4V) fabricadas mediante Selective Laser Melting Figura 4-19. Fotos de las muestras B2S11_INF (a la izquierda) y B2S11_SUP (a la derecha). Figura 4-20. Fotos de las muestras B2S12_SUP (a la izquierda) y B2S14_INF (a la derecha). Figura 4-21. Fotos de las muestras B2S14_SUP (a la izquierda) y B2S15_SUP (a la derecha). ➢ HIP Figura 4-22. Fotos de las muestras B5S37 (a la izquierda) y B5S38 (a la derecha). Técnicas experimentales 29 Figura 4-23. Fotos de las muestras B5S39 (a la izquierda) y B5S41 (a la derecha). Figura 4-24. Foto de la muestra B5S42. Además, se van a mostrar los resultados obtenidos tras la realización de los ensayos en función del tratamiento superficial aplicado. Durante las pruebas iniciales aparecieron algunos problemas que invalidaron dos pruebas. Es por eso por lo que solo hay cuatro resultados de prueba para el tratamiento As Built. Para facilitar la comparación con otros datos de la literatura, la amplitud de la tensión está representada por 𝜎𝑒𝑓𝑓, que es la tensión máxima equivalente para una relación de tensión R = -1 [31]. 𝜎𝑒𝑓𝑓=𝜎𝑚á𝑥(1−𝑅 2)0.28 donde 𝜎𝑚á𝑥 es la tensión máxima aplicada en pruebas con R = 0.1. 30 Comportamiento a fatiga de piezas de titanio (Ti-6Al-4V) fabricadas mediante Selective Laser Melting Tabla 4-4. Resultados obtenidos tras los ensayos de flexión en cuatro puntos según tratamiento aplicado. TRATAMIENTO MUESTRA Fmax(N) Smax(MPa) Seff (MPa) Ciclos AS BUILT B1S1 17800 694.7 555.5 7226 B1S4 15000 585.4 468.1 16214 B1S8 11216 437.7 350 47256 B1S9 8652 337.7 270 254569 SHOT PEENING B1S4-INF 17800 694.7 555.5 20111 B1S5-SUP 15000 585.4 468.1 93741 B1S8-INF 11216 437.7 350 5.00E+06 B1S9-INF 20470 798.9 638.8 45992 B2S12-INF 20470 798.9 638.8 60634 B1S1-INF 17800 694.7 555.5 26391 LASER PEENING B4S31 15000 585.4 468.1 3099304 B4S32 17800 694.7 555.5 753603 B4S33 20470 798.9 638.8 99143 B4S34 15000 585.4 468.1 1549217 B4S35 20470 798.9 638.8 84338 B4S36 17800 694.7 555.5 358227 SHOT PEENING + CASE B2S11-INF 17800 694.7 555.5 407598 B2S11-SUP 20470 798.9 638.8 48335 B2S12-SUP 15000 585.4 468.1 324231 B2S14-INF 20470 798.9 638.8 31594 B2S14-SUP 17800 694.7 555.5 506325 B2S15-SUP 15000 585.4 468.1 1590701 HIP B5S37 20470 798.9 638.8 6623 B5S38 15000 585.4 468.1 16548 B5S39 11216 437.7 350 85509 B5S40 8652 337.7 270 5.00E+06 B5S41 15000 585.4 468.1 14904 B5S42 11216 437.7 350 75812 A partir de los resultados obtenidos se va a analizar la vida a fatiga de las diferentes muestras que han sido ensayadas. La siguiente figura, Figura 4-25, muestra los resultados de las pruebas con las líneas ajustadas para cada grupo. Cada grupo se identifica con un símbolo diferente. Para cada prueba, el símbolo se muestra como sólido si el fallo se inició desde el interior y hueco si, en cambio, se inició desde la superficie. Técnicas experimentales 31 103104105106107 200 300 400 500 600 700 as built SP SP+CASE LP HIP Seff (MPa) Ciclos Figura 4-25. Resultados de fatiga tras los ensayos en función del tratamiento aplicado. Primeramente, puede verse fácilmente que los grupos As Built y HIP presentan unos resultados claramente peores que el resto de los lotes de muestras. Son, por lo tanto, las probetas menos resistentes a fatiga. El grupo con tratamiento de shot peening aplicado presentan valores de resistencia mayores respecto a las muestras As Built, especialmente para ciclos de fatiga altos. No obstante, las muestras del grupo de SP + CASE incrementen esta resistencia obteniéndose unas vidas casi diez veces superiores a las presentadas por las de SP. Esta mejoría en los resultados puede deberse a que, como se ha comentado con anterioridad, en el tratamiento de SP + CASE el acabado isotrópico proporciona beneficios adicionales, reduciendo la rugosidad superficial consecuencia de la aplicación de los tratamientos de SP. Finalmente, las piezas cuyas superficies han sido tratadas con LP resultan ser, como puede comprobarse, las que mayor resistencia a fatiga presentan entre todas las muestras estudiadas en este proyecto. De esta forma, se puede confirmar la ventaja principal que este procedimiento presenta frente al resto, que ya fue representada en la Figura 4-5. La introducción de una capa de compresión muy profunda (entre 5 y 10 veces más profundas que en el SP convencional) con una plastificación mínima hace que las muestras de LP hayan sido las que presentan mejores resultados a fatiga. Por otra parte, teniendo en cuenta el punto de inicio de fallo en las muestras, en todas las piezas de los grupos As Built e HIP las grietas se iniciaron en la superficie. Respecto a las piezas con tratamientos de SP y LP aplicados, todas fallaron desde el interior, a excepción de una perteneciente al grupo de SP que presenta un defecto superficial y, una de LP en la esquina redondeada. Igualmente, las muestras de SP + CASE fallaron a través de grietas iniciadas en el interior. En la siguiente figura, Figura 4-26, se representan, a modo de ejemplo, dos superficies de fractura de las muestras que han sido ensayadas en este estudio con los puntos de inicio de grietas marcados con flechas. En comparación con otros estudios, en los realizados por Fatemi et al. [40], igualmente se observaron diferentes mecanismos de iniciación de grietas en especímenes As Built y con tratamientos posteriores aplicados. Por ejemplo, se observó que las grietas en muestras de L-PBF Ti-6Al-4V As Built casi siempre se inician desde la superficie, mientras que las grietas en muestras tratadas se inician desde discontinuidades de la superficie o defectos internos, coincidiendo con los resultados obtenidos en este proyecto. Además, en este trabajo, como ocurre en los estudios de Fatemi et al. citados, se puede ver como las muestras As Built presentan generalmente múltiples sitios de inicio de grietas en la superficie, mientras que las muestras con superficies tratadas tienen grietas que se inician a partir de un solo defecto, en su mayoría. En probetas As Built, estas grietas múltiples crecen independientemente hasta que comienzan a unirse, después de lo cual, las muestras generalmente fallan abruptamente. Esta interacción entre grietas de crecimiento independiente probablemente contribuye a la resistencia reducida a fatiga observada para estas muestras As Built [40]. 32 Comportamiento a fatiga de piezas de titanio (Ti-6Al-4V) fabricadas mediante Selective Laser Melting Figura 4-26. Detalles de los puntos de inicio en la superficie de fractura de las muestras: a) Sup B1S4 (As Built, Nf = 16214 ciclos); b) B4S31 (LP, Nf = 3099304 ciclos) A continuación, se van a adjuntar y posteriormente representar las coordenadas de los puntos en los que se inicia el fallo para aquellas muestras en que el punto de propagación de la grieta se encuentra en el interior y no en la superficie, como ocurre, como se ha comprobado anteriormente, para casi la totalidad de las muestras correspondientes a los grupos SP, SP + CASE y LP. El sistema de referencia respecto al cual están expresadas estas coordenadas coincide con la esquina inferior izquierda del plano de rotura de la muestra, estando colocada de forma que el inicio de grieta se encuentra en la parte superior de dicha sección para todas las muestras. La ausencia de datos en la siguiente tabla se debe a que las grietas se iniciaron en la superficie, a excepción de las muestras B5S40 (HIP) y B1S8-INF (SP) que no presentan las coordenadas de los puntos de fallo debido a que no han roto tras la realización del ensayo. Tabla 4-5. Localización de la iniciación de la grieta en cada prueba (distancias en mm). AS BUILT B1S1 - B1S4 - B1S8 - B1S9 - SHOT PEENING B1S1-INF (13.96,9.79) B1S9-INF (13.89,8.81) B2S12-INF (16.18,9.55) B1S5-SUP (15.91,9.78) B1S4-INF - B1S8-INF - LASER B4S31 (6.96,8.89) B4S32 (12.64,7.97) B4S33 - B4S34 (8.55,9.04) B4S35 (12.71,8.93) B4S36 (1.58,8.93) SHOT PEENING+CASE B2S11-INF (14.86,9.50) B2S11-SUP (11.71,9.20) B2S12-SUP (1.56,8.68) B2S14-INF (6.71,9.59) Técnicas experimentales 33 B2S15-SUP (13.63,9.41) B2S14-SUP (5.18,9.18) HIP B5S37 - B5S38 - B5S39 - B5S40 - B5S41 - B5S42 - Figura 4-27. Localización de la iniciación de la grieta en cada prueba (distancias en mm). Puede comprobase que las grietas en las muestras de SP se inician tanto en la superficie como por debajo de esta mientras que para SP + CASE todas las grietas se inician debajo de la superficie. Esto puede deberse a la rugosidad y el efecto perjudicial del tratamiento de SP sobre la superficie, que puede provocar pequeñas microgrietas. Un tratamiento posterior de CASE reduciría la rugosidad y eliminaría esas grietas. La profundidad del campo de la tensión residual compresiva en el caso de las muestras de LP explica los puntos de inicio más profundos en este grupo, así como la mayor resistencia a la fatiga. 4.4. Análisis del efecto de diferentes parámetros sobre el comportamiento a fatiga Aunque la fabricación aditiva ha ganado una gran atención debido a las ventajas que ofrece y actualmente es un tema de investigación, el diseño de componentes que utilizan dichos procesos aún está en su etapa inicial. Esto se debe al hecho de que la mayoría de los artículos procesados por tecnologías AM están sujetos a cargas cíclicas, y la información del comportamiento a fatiga de los metales de AM es mucho más escasa que la de los fabricados por métodos convencionales. Por lo tanto, se debe considerar una amplia gama de problemas, que incluyen defectos, tensiones residuales, acabado superficial, geometría y tamaño, orientación de la capa y tratamientos térmicos, que afectan al comportamiento a fatiga de los metales AM para comprenderlo mejor. Además, debido a la naturaleza multiaxial de la carga y las geometrías complejas típicamente fabricadas por los procesos de AM, el estado de tensión es a menudo multiaxial, que incluye tanto la tensión normal como cortante [40]. En este documento, los efectos de la rugosidad, los tratamientos superficiales y las tensiones residuales se discuten mediante el uso de algunos datos experimentales recientemente generados sobre Ti-6Al-4V. No obstante, también van a ser comentados otros parámetros que igualmente afectan al comportamiento a fatiga de los metales AM a pesar de que no se hayan realizado medidas experimentales que lo demuestren. Para ello, nos vamos a basar en datos aportados por otros estudios similares realizados hasta ahora. Respecto a la geometría y tamaño, para las piezas metálicas fabricadas utilizando procesos AM basados en láser, varios estudios han revelado que las diferencias en el intervalo de tiempo entre capas, el tamaño de la pieza y la geometría pueden alterar la disipación de calor y, por lo tanto, la velocidad de enfriamiento experimentada durante la fabricación. Esto puede dar lugar a una distinción en los historiales térmicos experimentados por piezas con diferentes geometrías / tamaños, que pueden afectar la microestructura, las distribuciones de defectos y las propiedades del material. Por lo tanto, dado que las piezas de AM con diferentes tamaños y / o geometrías 34 Comportamiento a fatiga de piezas de titanio (Ti-6Al-4V) fabricadas mediante Selective Laser Melting fabricadas con parámetros y materiales de proceso idénticos pueden no mostrar un comportamiento mecánico similar, las propiedades de fatiga de muestras de laboratorio representativas pequeñas pueden no representar con precisión las de las piezas a gran escala [40]. 4.4.1. La orientación de la capa La orientación de la capa es uno de los factores que puede influir significativamente en el comportamiento mecánico y a fatiga de los metales fabricados de forma aditiva. Es bien conocido que el resultado del SLM es normalmente una microestructura anisótropa, con orientación preferente de los granos y defectos [41], [42], lo que influye generalmente sobre la dependencia de la resistencia a fatiga de la dirección de aplicación de la carga. Dicha dependencia será mayor o menor en función del material de que se trate y los parámetros de fabricación empleados. Sin embargo, la influencia principal sobre la direccionalidad de la resistencia a fatiga es la anisotropía de los defectos, principalmente los debidos a falta de fusión [41]. La orientación de los defectos LOF contenidos dentro de la muestra es aproximadamente perpendicular a la dirección de fabricación por lo que, a medida que cambia la relación entre dirección de fabricación y la dirección de carga, también cambia el área donde se proyectan los defectos LOF en un plano perpendicular al eje de carga. Por lo tanto, el área proyectada del defecto aumenta a medida que la orientación de la capa y la dirección de carga se acercan a ser perpendiculares y disminuyen a medida que se acercan a ser paralelas. Se observó que la vida de fatiga disminuía a medida que aumentaba esta área. Estos defectos tienen mayor dimensión en la dirección de las capas del proceso (Figura 4- 28), actuando sobre la resistencia a fatiga y fractura de la misma forma que una microgrieta paralela a esas capas, lo que hace que normalmente sea menor la resistencia a fatiga cuando la carga cíclica se aplica en dirección perpendicular a las capas del material. Los tratamientos como el recocido con solución o HIP se pueden usar para reducir la direccionalidad de la microestructura, así como el tamaño y la nitidez de los defectos. Su efectividad para la AM basada en láser puede variar según el material y el gas de protección utilizado [40]. Figura 4-28. Defecto por falta de fusión y esquema sobre su efecto en la direccionalidad de la resistencia [41]. Una muestra de este efecto de la direccionalidad puede verse en la Figura 4-30 (grupo de muestras de la parte superior) [42], en la que se muestra la resistencia a fatiga de una aleación AlSiMg con la dirección de la carga a 0 y las capas a 0, 45 y 90. Se puede apreciar claramente que el límite de fatiga en el caso de la carga en la dirección de las capas es prácticamente el doble que cuando la carga se aplica a 45 o 90 respecto al plano de las capas. Sin embargo, no en todos los casos se aprecia esa diferencia en relación a la dirección de aplicación de la carga. La Figura 4-29 (grupo de muestras de la parte inferior) [42], muestra los resultados de otras tres series de probetas construidas con los mismos parámetros que las anteriores y con el mismo tratamiento (T6), pero durante cuya fabricación se mantuvo la cámara a 300 C (puntos grises). Puede verse que la diferencia de las curvas de fatiga entre las tres direcciones de aplicación de la carga es muy pequeña. Independientemente de que en algunos casos las diferencias entre resistencias en diferentes direcciones sean pequeñas, normalmente se considera de forma general que la dirección de las cargas cíclicas perpendicular a los planos de las capas es la más desfavorable desde el punto de vista de resistencia a fractura y fatiga [11]. Técnicas experimentales 35 Figura 4-29. Resultados de ensayos de fatiga en tres direcciones diferentes de carga para diferentes temperaturas de fabricación [42]. Al efecto de los diferentes parámetros que afectan al resultado de la fabricación y los tipos de problemas que pueden presentarse desde el punto de vista resistente, se une la gran dispersión de los resultados obtenidos, tanto dentro de una misma producción como entre lotes de piezas producidas en similares condiciones teóricas, entre los que se pueden apreciar grandes diferencias. En cierta medida, puede decirse que dos máquinas diferentes con las mismas características teóricas pueden generar diferentes resistencias a fatiga de piezas producidas con los mismos parámetros [11]. 4.4.2. Los defectos El comportamiento a fatiga de los materiales de AM puede verse muy afectado por la presencia de tales defectos, causando concentradores de tensiones. Durante el proceso se producen diversos tipos de defectos, como son poros con gas atrapado, normalmente con geometría próxima a esférica, puntos con falta de fusión o partículas de polvo no fundidas, lo que da origen normalmente a defectos con forma de microgrietas, con bordes agudos. Tanto la porosidad como los defectos dependen en gran medida de los parámetros empleados en la fabricación tales como la velocidad del haz, de su separación entre pasadas y de las trayectorias del haz en cada una de las pasadas [43]. La medida en que el comportamiento a fatiga se ve influenciado por los defectos depende de la ductilidad presente en el material y, por lo tanto, de la microestructura producida, que a su vez se ve afectada por el proceso de fabricación y el tratamiento térmico de post-fabricación utilizado [40]. Li et al [40], tras revisar exhaustivamente los estudios de fatiga de AM Ti-6Al-4V , que incluyen piezas fabricadas mediante L-PBF, E-PBF y DED bajo carga cíclica uniaxial, descubrieron que los defectos internos en forma de porosidad y falta de fusión (LOF) se encuentran entre los factores clave que pueden afectar significativamente el comportamiento a fatiga de los materiales de AM. El complejo ciclo térmico durante la fabricación de piezas de AM, junto con las variaciones en la geometría de la pieza, puede influir en la orientación y la geometría de los defectos. Además, se ha informado que las características de los defectos (es decir, el tipo de defecto, el tamaño, la forma y la ubicación) pueden afectar significativamente la vida de fatiga de las piezas de AM, especialmente en el régimen de fatiga de ciclo. Shrestha et al [44], informaron que los vacíos de LOF son más perjudiciales para el rendimiento de fatiga uniaxial debido a su forma irregular, ya que pueden causar una mayor concentración de estrés, en comparación con los poros de gas atrapados que son típicamente esféricos. En los estudios de Fatemi et al. [40], la mayoría de los poros observados eran circulares con un tamaño que oscilaba entre 5 y 80 μm. En algunos casos, también se observaron vacíos de formas irregulares con una longitud de hasta 500 μm, que se formaron debido a la LOF o la coalescencia de múltiples bolsas de gas. Por otra parte, en general, los estudios han demostrado que los defectos más cercanos a la superficie pueden ser más perjudiciales para la resistencia a la fatiga, ya que estos defectos 42 Comportamiento a fatiga de piezas de titanio (Ti-6Al-4V) fabricadas mediante Selective Laser Melting Figura 4-39. Rugosímetro del CAM. A continuación, se van a mostrar los resultados experimentales de los diferentes parámetros de la rugosidad obtenidos, agrupados en función del tratamiento superficial aplicado a las muestras. Se han realizado seis medidas totales a cada probeta con el fin de estimar un valor de rugosidad medio. En tres de ellas, la dirección en el que el palpador realiza la medición coincide con la dirección de fabricación de la pieza (dirección longitudinal), mientras que en las otras tres restantes, la dirección de medición del palpador es perpendicular a la dirección en que se fabrica la muestra (dirección transversal). Figura 4-40. Direcciones de medición del palpador. (1,2,3) – Dirección transversal. (4,5,6) – Dirección longitudinal. Diversos estudios recientes han demostrado que el parámetro Ra no es suficiente para estimar la rugosidad superficial de forma fiable. Esto se soluciona midiendo los parámetros generales de rugosidad junto con el radio de curvatura de los valles. Técnicas experimentales 43 Tabla 4-6. Resultados de rugosidad obtenidos en función del tratamiento aplicado y la dirección de medición del palpador. DIRECCIÓN DE MEDICIÓN DEL PALPADOR TRATAMIENTO APLICADO Ra (μm) Rt (μm) Rz (μm) Rq (μm) DIRECCIÓN TRANSVERSAL AS BUILT 9,87 90,22 66,08 12,75 LASER 9,04 71,88 57,24 11,39 HIP 7,81 61,26 48,73 9,83 SHOT PEENING 3,87 35,04 25,86 4,88 SHOT PEENING+CASE 2,52 18,10 14,49 3,10 DIRECCIÓN LONGITUDINAL AS BUILT 11,66 97,52 75,02 14,84 LASER 10,19 81,01 64,83 12,87 HIP 9,42 77,88 59,53 11,89 SHOT PEENING 4,62 38,59 28,91 5,80 SHOT PEENING+CASE 2,74 19,70 15,73 3,37 Figura 4-41. Resultados de rugosidad obtenidos para el parámetro Ra. 0 2 4 6 8 10 12 14 AS BUILT LASER HIP SHOT PEENING SHOT PEENING + CASE Ra (μm) DIRECCIÓN LONGITUDINAL DIRECCIÓN TRANSVESAL 44 Comportamiento a fatiga de piezas de titanio (Ti-6Al-4V) fabricadas mediante Selective Laser Melting Figura 4-42. Resultados de rugosidad obtenidos para el parámetro Rt. Figura 4-43. Resultados de rugosidad obtenidos para el parámetro Rz. 020 40 60 80 100 120 AS BUILT LASER HIP SHOT PEENING SHOT PEENING + CASE Rt (μm) DIRECCIÓN LONGITUDINAL DIRECCIÓN TRANSVERSAL 010 20 30 40 50 60 70 80 AS BUILT LASER HIP SHOT PEENING SHOT PEENING+CASE Rz (μm) DIRECCIÓN LONGITUDINAL DIRECCIÓN TRANSVERSAL Técnicas experimentales 45 Figura 4-44. Resultados de rugosidad obtenidos para el parámetro Rq. A partir de los datos recogidos en las tablas adjuntadas anteriormente, se va a realizar una comparación de los resultados obtenidos en función del tratamiento superficial aplicado y también según la dirección de medición del palpador del rugosímetro para cada uno de los parámetros de rugosidad medidos. En las gráficas anteriores se puede observar una clara tendencia a la disminución de la rugosidad presente en las diferentes muestras en estudio en función del tratamiento superficial aplicado. Puede comprobarse que, independientemente de la dirección de medición del palpador, los valores de rugosidad en las muestras As Built, a las que no se les ha aplicado ningún tratamiento, son superiores al resto. A continuación, le siguen, según un orden decreciente de los valores de rugosidad superficial obtenidos, las muestras de LP, HIP, SP y SP + CASE. Por lo tanto, todos los tratamientos aplicados han resultado ser beneficiosos en mayor o menor medida para la reducción de la rugosidad presente en la superficie de las muestras. La Tabla 4-7 muestra la rugosidad promedio medida en las direcciones transversal y longitudinal para cada grupo. Se puede observar que el SP reduce a casi un tercio la rugosidad original. El tratamiento SP + CASE, por su parte, reduce aproximadamente a la mitad los resultados obtenidos a través de la aplicación de SP a las muestras. Por lo tanto, teniendo en cuenta el estudio que se ha venido realizando hasta ahora, la combinación SP + CASE ha resultado el tratamiento superficial más eficaz para la disminución que el efecto perjudicial de la rugosidad provoca en el comportamiento a fatiga de estas probetas. Esto se debe a que, como se ha mencionado con anterioridad, el acabado isotrópico reduce la rugosidad y el efecto perjudicial que el tratamiento de SP convencional provoca cerca de la superficie. Realmente, lo que se busca con el acabado isotrópico es eliminar casi todos los picos mientras se mantienen los valles que resultan beneficiosos para la retención del lubricante, lo que justifica que la rugosidad disminuya en torno al 50%. A pesar de la notable mejoría que se produce sobre el efecto de la rugosidad superficial, las grietas en las probetas de SP se inician en el interior. Es por eso, que surge la pregunta de por qué se mejoran las vidas a fatiga de estas muestras. Aun no se dispone información suficiente para contestar a esta pregunta, pero se seguirá investigando para llegar a una conclusión. Igualmente se puede comprobar que el tratamiento de LP apenas cambia la rugosidad primitiva, es decir, la correspondiente a las probetas del grupo As Built. A pesar de que, tras el análisis del comportamiento a fatiga de las muestras ensayadas en este proyecto realizado en el apartado anterior, las muestras de LP fueron las que resultaron ser las más resistentes a fatiga de todas las probetas estudiadas, en este caso, no presentan los mejores resultados de rugosidad medidos. Ya se comentó la explicación de los excelentes resultados a fatiga que se obtuvieron. La mayor profundidad de introducción de tensiones residuales de compresión fue el principal responsable de esta causa. No obstante, estos peores resultados de rugosidad pueden deberse a que mediante el tratamiento de LP se produce una sobrepresión más uniforme en un área más grande de la superficie para cada pulso del láser. Por otra parte, los diferentes parámetros de rugosidad medidos para el caso de las probetas con el tratamiento HIP aplicado revelan que, al igual que los de LP, no producen una mejoría notable. El método HIP se centra 0 2 4 6 8 10 12 14 16 AS BUILT LASER HIP SHOT PEENING SHOT PEENING+CASE Rq (μm) DIRECCIÓN LONGITUDINAL DIRECCIÓN TRANSVERSAL 46 Comportamiento a fatiga de piezas de titanio (Ti-6Al-4V) fabricadas mediante Selective Laser Melting más en la reducción de las tensiones residuales. El objetivo principal de dicho tratamiento es, además de eliminar la anisotropía y tensiones residuales, reducir fuertemente las dimensiones de los poros de gases y defectos. Finalmente, teniendo en cuenta la dirección de medición del palpador del rugosímetro, se observa que las muestras presentan una menor rugosidad superficial en la dirección transversal de la pieza independientemente del tratamiento superficial aplicado y el parámetro de rugosidad medido. Se comprueba que se produce una reducción en torno a un 10% de los valores de la rugosidad para cada tratamiento y parámetro correspondiente. 4.4.4. Las tensiones residuales Las tensiones residuales se pueden definir como aquellas tensiones que permanecen en un cuerpo después de la fabricación en ausencia de fuerzas externas o gradientes térmicos. Prácticamente todos los procesos de fabricación introducen tensiones residuales en el artículo fabricado, así como; una carga de servicio extrema también puede cambiar el estado de tensión residual en el componente. Como se ha comentado anteriormente, uno de los problemas asociados con el SLM es la tensión residual que resulta de los altos gradientes térmicos en el material durante el proceso de fusión. Varios factores, como los altos gradientes térmicos, la alta densidad de energía y, lo que es más importante, la rápida solidificación durante los procesos de AM, pueden causar tensiones residuales en las piezas de AM. Cuando se depositan nuevas capas, pueden producirse gradientes de tensión debido a la rápida transferencia de calor inducida por la fuente de calor. A medida que el calor se transfiere a través de las capas previamente solidificadas, la gran cantidad de energía térmica suministrada a las capas superiores da como resultado la expansión y, posteriormente, un rápido enfriamiento y contracción. Sin embargo, este movimiento está limitado por el material circundante, que induce tensiones residuales. Los esfuerzos de tensión residual son perjudiciales para el comportamiento de la fatiga y pueden provocar la distorsión de las piezas fabricadas [40]. Debido a ello, para mejorar el control de procesos y productos, el diseño, el rendimiento y el modelado, es cada vez más importante contar con procedimientos experimentales rigurosos para determinar las tensiones residuales con la mayor precisión posible [50]. Las tensiones residuales perjudiciales pueden eliminarse o, al menos, reducirse mediante el uso de parámetros de proceso de fabricación apropiados, orientaciones de capa adecuadas o con la aplicación de procesos de tratamiento térmico posteriores a la fabricación. Si quedan tensiones residuales significativas dentro del material antes de la aplicación, es necesario tenerlas en cuenta en el análisis de fatiga de las piezas fabricadas. En última instancia, comprender la distribución multiaxial de la tensión residual es esencial para el diseño confiable de los componentes y para evitar fallas prematuras [40]. Como consecuencia de ello, con el objetivo de conocer en mayor detalle el efecto que las tensiones residuales tienen sobre el comportamiento a fatiga en las probetas que se están estudiando, dichas tensiones residuales van a ser medidas mediante un equipo proporcionado por el Dpto. de Ingeniería Mecánica y Fabricación de la Universidad de Sevilla una vez que hayan sido ensayadas. Sin embargo, la medida de tensiones residuales es, independientemente del método elegido para ello, una tarea muy compleja. Los métodos de medida de tensiones residuales se pueden clasificar en dos tipos fundamentales, los métodos destructivos y los no destructivos. Los métodos destructivos se basan en la eliminación de parte del material y la medición de la deformación antes de esta eliminación, la cual tiene relación con la magnitud de la tensión residual liberada, dañando de esta forma la pieza o parte de ella. A diferencia de los métodos destructivos, en los no destructivos, la pieza usada en la medición no sufre daño alguno y es posible su posterior utilización. La selección de la técnica depende de la información requerida y de la naturaleza de la muestra de medición. Los factores decisivos incluyen la profundidad de penetración de la medición, la escala de longitud a medir (macroscópica o microscópica), la resolución de la información requerida, y también la geometría de la composición y la ubicación de la muestra. Por otra parte, existen principalmente dos conjuntos de técnicas de medida de tensiones residuales: las basadas en la difracción y las basadas en la relajación de tensiones [38]. En el presente proyecto se ha usado el método del agujero ciego basado en la relajación de tensiones, para la medición de las tensiones residuales presentes en las probetas estudiadas. A continuación, se va a conocer en mayor detalle dicho proceso y los pasos seguidos para la obtención de los resultados. Técnicas experimentales 47 4.4.4.1. Método del agujero ciego (Hole Drilling Method) El método del agujero ciego es una técnica de relajación de tensiones cuyas principales ventajas son que provoca un daño muy localizado, que permite medir de forma más o menos rápida y sencilla hasta profundidades de 1-2 mm y que cuenta con un coste de equipamiento y consumibles muy inferior al de otras técnicas [51]. El principio que sustenta el método es el de alterar el equilibrio del estado tensional a través de un orificio de reducidas dimensiones. Una vez alterado el equilibrio podemos medir la deformación mediante el uso de unas bandas extensiométricas y obtener, en consecuencia, las medidas de las tensiones residuales [52]. ASTM E 837 es el estándar industrial aceptado para medir la tensión residual por el método Hole-Drilling. Esta norma describe cómo se debe aplicar el método de manera correcta, así como las ecuaciones que deben aplicarse para el cálculo de las tensiones residuales. Esta técnica se aplica en los casos en que el comportamiento del material es lineal-elástico. Existe una amplia variedad de técnicas de medición de tensión residual, pero la perforación del orificio central es una de las más utilizadas. Es relativamente simple, económico, rápido y versátil, y puede ser de laboratorio y portátil. Sin embargo, lograr datos de tensión precisos y de alta calidad no es trivial. No obstante, existen documentos que proporcionan tanto al usuario inexperto como al experto una guía práctica para lograr mejores mediciones. Estas guías reúnen algunos de los antecedentes de la técnica, analiza los estándares actuales y resalta una serie de cuestiones clave cruciales para obtener una buena medición, en base a los aportes de expertos del Reino Unido y algunos de los hallazgos de los recientes ejercicios de intercomparación de esfuerzo residual de perforación de agujeros en el Reino Unido [50]. La técnica a menudo se describe como "semi-destructiva" ya que el volumen de material eliminado es relativamente pequeño y puede ser tolerado o reparado adecuadamente. Dado que la perforación del orificio causa algún daño, este método de prueba se debe aplicar solo en aquellos casos donde la pieza de trabajo es prescindible, o donde la introducción de un orificio poco profundo no afectará significativamente la utilidad de la pieza de trabajo [51]. Las limitaciones de este método de medición incluyen la relativamente pobre sensibilidad a la tensión y los errores e incertidumbres potencialmente grandes que pueden estar presentes debido a imprecisiones en la introducción del orificio (alineación, diámetro, concentricidad, perfil, profundidad, etc.), rugosidad de la superficie, planitud y preparación de la muestra. La perforación incremental del orificio central, que consiste en realizar la perforación en una serie de pequeños pasos, mejora la versatilidad del método y permite medir los perfiles de tensión y los gradientes, siempre que se sigan las técnicas de análisis adecuadas [50]. A continuación, se va a abordar el procedimiento recomendado para medir tensiones residuales utilizando la técnica de perforación incremental de orificio central. Está dirigido principalmente a las mediciones en materiales metálicos utilizando rosetas convencionales de medidor de tensión residual [50]. 1) Instalación de una roseta e instrumentos especiales para medir la tensión residual. 2) Alineación y configuración del dispositivo de perforación. 3) Establecer la posición de inicio de profundidad cero (importante para la perforación incremental, menos para una única medición de profundidad completa). 4) Perforar, ya sea en una sola profundidad de orificio aproximadamente igual a la mitad del diámetro del orificio o en una serie de incrementos de profundidad para obtener alguna indicación de la variación de las tensiones con la profundidad. 5) Registro de las lecturas del medidor de tensión por separado en cada incremento de profundidad 6) Cálculo del estado de tensión residual inicial a partir de cálculos de reducción de datos. A continuación, se van a detallar los pasos necesarios llevados a cabo para la obtención final de las tensiones residuales. Previamente al uso del equipo de tensiones residuales hemos de preparar la superficie de la pieza de trabajo. Se elige un área de superficie plana y uniforme lejos de los bordes y otras irregularidades como la ubicación de la colocación de la roseta dentro de la pieza de trabajo. La Figura 4-45 muestra esquemáticamente las tensiones residuales que actúan en la zona en la que se va a perforar el agujero. Se supone que estas tensiones son uniformes dentro de las direcciones x e y en el plano. La Figura 4-45 (a) muestra el caso en el que las tensiones residuales en la pieza de trabajo son uniformes en la dirección de la profundidad. Las tensiones en el plano son 𝜎𝑥, 𝜎𝑦, y 48 Comportamiento a fatiga de piezas de titanio (Ti-6Al-4V) fabricadas mediante Selective Laser Melting 𝜏𝑥𝑦, en todo el espesor. La Figura 4-45 (b) muestra el caso donde las tensiones residuales en la pieza de trabajo varían en la dirección de la profundidad. El método de cálculo descrito en este método de prueba representa el perfil de esfuerzo como una forma de escalera, donde los pasos de profundidad corresponden a los incrementos de profundidad utilizados durante las mediciones de perforación de orificio. En el paso de profundidad k, los esfuerzos en el plano son (𝜎𝑥)𝑘, (𝜎𝑦)𝑘, y (𝜏𝑥𝑦)𝑘 [51]. Figura 4-45. Geometría del orificio y tensiones residuales, (a) Tensiones uniformes, (b) Tensiones no uniformes [51]. Una superficie lisa suele ser necesaria para la aplicación de galgas extensiométricas. En el caso que se estudia se ha usado papel de lija de un grosor de 240 para alisar la superficie previamente a la colocación de las rosetas que contienen las galgas extensiométricas. En general, la preparación de la superficie debe restringirse a aquellos métodos en los que se ha demostrado que no inducen tensiones superficiales residuales significativas. Esto es particularmente importante para piezas que contienen gradientes de tensión cerca de la superficie [51]. El siguiente paso consistiría en la colocación de la roseta, medidor de deformación. En la siguiente figura, Figura 4-46, se ilustra esquemáticamente una roseta del tipo general con tres o más elementos del tipo general. Técnicas experimentales 49 Figura 4-46. Geometría esquemática de una roseta de perforación de orificios típica de tres elementos, (a) Disposición de la roseta, (b) Detalle de un medidor de deformación [51]. Se dispone de varias rosetas diferentes para satisfacer una amplia gama de necesidades de medición de tensión residual. El uso de diseños de rosetas estandarizados simplifica enormemente el cálculo de las tensiones residuales. La Figura 4-47 muestra tres tipos diferentes de rosetas y la Tabla 4-8 enumera sus dimensiones [51]. Figura 4-47. Tipos típicos de rosetas para el método de perforación de orificios [51]. 50 Comportamiento a fatiga de piezas de titanio (Ti-6Al-4V) fabricadas mediante Selective Laser Melting Tabla 4-7. Dimensiones típicas de rosetas para el método de perforación de orificios [51]. En el presente proyecto se utilizan rosetas del tipo A para la medición de las tensiones residuales, concretamente las definidas como EA-13-031RE-120. Una vez que la roseta está colocada perfectamente en la superficie de la pieza a medir se procede a la medición de las tensiones residuales mediante el uso del equipo proporcionado por el departamento de ingeniería mecánica de la Universidad de Sevilla. A continuación, nos vamos a centrar en la descripción de dicho equipo y en detallar los pasos seguidos para la obtención de los resultados. 4.4.4.1.1. RESTAN. Sistema para la medición de tensiones residuales mediante la técnica del agujero ciego. RESTAN es el sistema más avanzado actualmente disponible para medir tensiones residuales mediante el método de perforación de orificios. Es una técnica semi-destructiva en la cual las tensiones residuales se evalúan midiendo la relajación en el área inspeccionada como resultado de la perforación de un agujero ciego [53]. Este sistema simplifica, automatiza y computariza las operaciones involucradas en el método de la roseta de deformación, que antes era realizado por un operador, lo que permite un control directo y total de las pruebas [53]. En particular, las operaciones con mayor impacto en la precisión y confiabilidad de la evaluación de las tensiones residuales se han automatizado, por ejemplo, [53]: • Centrado del eje de perforación con el centro de la roseta de deformación. • Identificación automática del punto donde se debe comenzar la perforación del orificio y medición de la profundidad del orificio en cada paso de perforación. • Perforación automática de orificios a incrementos específicos y medición de deformaciones relajadas. • Medición del diámetro del orificio y la excentricidad. La automatización y simplificación de estas operaciones ofrece ventajas significativas, de las cuales la más importante es que se pueden tomar muchas lecturas de tensión con gran precisión, en la profundidad del agujero. Este requisito es indispensable para medir el comportamiento de las tensiones residuales a través del espesor de la muestra. Para este propósito, el software de cálculo del sistema incluye procedimientos optimizados para procesar datos experimentales y calcular las tensiones residuales a través del espesor de la muestra, además de los que incluye la norma ASTM E837-01 [53]. Técnicas experimentales 51 El sistema se puede utilizar con amplificadores digitales de galga extensiométrica o con amplificadores analógicos de galga extensiométrica [53]. El sistema consiste en: Figura 4-48. Diagrama del sistema en su configuración de prueba, con amplificadores digitales de medición de tensión HBM [53]. • Equipo para posicionamiento y perforación (dispositivo mecánico y óptico). Consiste en un pequeño centro de trabajo con tres ejes, que aloja una cabeza vertical con un microscopio y una turbina de aire de alta velocidad. Se utiliza para perforar agujeros de precisión con la ayuda de un sistema de centrado óptico, así como para medir el diámetro del agujero completado y su posición real con respecto a los puntos de referencia. La turbina girando a una velocidad de 400000 RPM, puede perforar orificios de diferentes diámetros dependiendo del tipo de fresa final utilizada [53]. 58 Comportamiento a fatiga de piezas de titanio (Ti-6Al-4V) fabricadas mediante Selective Laser Melting en el apartado anterior proporcionado por el Laboratorio de Ingeniería Mecánica (ETSI). Los valores de tensiones que se muestran en las tablas se corresponden con el valor de las tensiones principales a lo largo de la dirección x (dirección longitudinal de la probeta), 𝜎𝑥𝑥. Tabla 4-12. Resultados de tensiones residuales obtenidos para las muestras As Built. As Built B1S1_SUP B1S4_SUP B1S8_SUP B1S9_SUP Profundidad [mm] σxx [N/mm2] σxx [N/mm2] σxx [N/mm2] σxx [N/mm2] 0.025 -73.7 -95.0 -58.5 -5.6 0.087 -118.1 1.3 -28.7 -82.9 0.175 -9.7 -5.7 -9.2 4.1 0.287 2.6 15.6 3.0 -14.5 0.425 -22.2 18.6 15.6 -52.5 0100 200 300 400 500 -120 -100 -80 -60 -40 -20 0 20 Tension (MPa) Profundidad (m) B1.S1_SUP B1.S4_SUP B1.S8_SUP B1.S9_SUP Figura 4-58. Resultados de tensiones residuales obtenidos para las muestras As Built. Tabla 4-13. Resultados de tensiones residuales obtenidos para las muestras Laser Peening. Laser Peening B4S31 B4S32 B4S33 B4S34 B4S35 B4S36 Profundidad [mm] σxx [N/mm2] σxx [N/mm2] σxx [N/mm2] σxx [N/mm2] σxx [N/mm2] σxx [N/mm2] 0.025 -184.5 -381.6 3.1 -170.0 -228.8 -143.4 0.087 -508.5 -731.6 -101.8 -647.6 -577.5 -380.3 0.175 -620.5 -590.8 -459.2 -550.3 -657.0 -404.0 0.287 -377.6 -444.4 -646.4 -245.0 -294.7 -464.9 0.425 -206.1 -179.6 -840.3 -176.1 -169.8 -377.6 Técnicas experimentales 59 0100 200 300 400 500 -900 -800 -700 -600 -500 -400 -300 -200 -100 0 100 Tension (MPa) Profundidad (m) B1.S7 B4.S31 B4.S32 B4.S33 B4.S34 B4.S35 B4.S36 Figura 4-59. Resultados de tensiones residuales obtenidos para las muestras Laser Peening. La línea negra se corresponde con la medición sobre una muestra antes de ser sometida a ensayo de flexión, realizada por otra institución a través de otra técnica distinta a la usada en este proyecto. Tabla 4-14. Resultados de tensiones residuales obtenidos para las muestras Shot Peening. Shot Peening B1S4_INF B1S5_SUP B1S8_INF B1S9_INF B2S12_INF Profundidad [mm] σxx [N/mm2] σxx [N/mm2] σxx [N/ mm2] σxx [N/ mm2] σxx [N/ mm2] 0.025 -132.5 -185.7 -256.5 -452.8 -307.1 0.087 -47.1 -771.4 -610.2 -1189.4 -503.6 0.175 -50.0 369.0 -754.5 -931.6 -24.3 0.287 -4.6 178.3 -104.7 -66.0 170.3 0.425 38.8 -136.7 26.4 -9.2 -579.8 60 Comportamiento a fatiga de piezas de titanio (Ti-6Al-4V) fabricadas mediante Selective Laser Melting 0100 200 300 400 500 -1200 -1000 -800 -600 -400 -200 0 200 400 Tension (MPa) Profundidad (m) Referencia B1.S4_INF B1.S5_SUP B1.S8_INF B1.S9_INF B2.S12_INF Figura 4-60. Resultados de tensiones residuales obtenidos para las muestras Shot Peening. La línea negra se corresponde con la medición de una muestra antes de ser sometida al ensayo de flexión, realizada por otra institución a través de otra técnica distinta a la usada en este proyecto. Tabla 4-15. Resultados de tensiones residuales obtenidos para las muestras Shot Peening + CASE. Shot Peening + CASE B2S15_SUP B2S11_INF B2S11_SUP B2S12_SUP B2S14_INF B2S14_SUP Profundidad [mm] σxx [N/mm2] σxx [ mm2] σxx [N/mm2] σxx [N/mm2] σxx [N/mm2] σxx [N/mm2] 0.025 -154.0 -421.0 -408.3 -485.0 -440.6 -242.1 0.087 -547.2 -888.4 -896.2 -983.8 -935.4 -571.8 0.175 -572.9 -875.0 -650.5 -894.9 -738.3 -723.5 0.287 -68.2 -73.5 33.5 -314.8 -39.6 -459.0 0.425 -248.4 -1.0 86.9 102.1 23.3 -28.2 Técnicas experimentales 61 0100 200 300 400 500 -1000 -800 -600 -400 -200 0 200 Tension (MPa) Profundidad (m) B2.S11_INF B2.S11_SUP B2.12_SUP B2.S14_INF B2.S14_SUP B2.S15_SUP Figura 4-61. Resultados de tensiones residuales obtenidos para las muestras Shot Peening + CASE. Tabla 4-16. Resultados de tensiones residuales obtenidos para las muestras HIP. HIP B5S37 B5S38 B5S39 B5S40 B5S41 B5S42 Profundidad [mm] σxx [N/mm2] σxx [N/mm2] σxx [N/mm2] σxx [N/mm2] σxx [N/mm2] σxx [N/mm2] 0.025 -17.3 -0.0 -304.7 9.6 -21.4 24.8 0.087 -24.6 -33.0 69.6 -10.9 -30.9 -19.7 0.175 -67.0 -72.3 19.6 -40.9 -35.9 -35.1 0.287 -423.0 13.0 16.4 -5.3 -41.7 -214.8 0.425 -384.5 15.6 2.5 -0.1 14.4 182.6 0100 200 300 400 500 -500 -400 -300 -200 -100 0 100 200 Tension (MPa) Profundidad (m) B5.S37 B5.S38 B5.S40 B5.S41 B5.S42 Figura 4-62. Resultados de tensiones residuales obtenidos para las muestras HIP. 62 Comportamiento a fatiga de piezas de titanio (Ti-6Al-4V) fabricadas mediante Selective Laser Melting Puede comprobarse que no se han obtenido resultados de la muestra B5S39 debido a fallos durante el proceso de medición. A continuación, se van a graficar los resultados obtenidos anteriormente, pero seleccionando un rango de valores que englobe los datos considerados como fiables en función de la mayor tendencia a un comportamiento u otro presentado por la mayoría de las muestras de un grupo determinado. Para la representación de los datos obtenidos para las muestras As Built se trucan los valores de dos de las probetas a partir de una determinada profundidad ya que no se encuentra sentido a la bajada que tiene lugar en la muestra B1S1_SUP a partir de los 175 μm y en la pieza B1S9_SUP a partir de los 287 μm. Para estimar de forma aproximada un rango fiable de valores de tensiones se mantienen constantes dichos valores para las muestras citadas a partir de dichas profundidades. Teniendo en cuenta esto se obtiene la siguiente gráfica. 0100 200 300 400 500 -120 -100 -80 -60 -40 -20 0 20 As Built Tension (MPa) Profundidad (m) Figura 4-63. Resultados de tensiones residuales obtenidos para todas las muestras As Built. Observando los resultados obtenidos para las muestras del grupo LP, se observa que la forma de las líneas correspondientes a las probetas B4S33 y B4S36 difieren mucho del resto de mediciones. Es por esto, que se va a representar un rango delimitado por los valores máximos y mínimos de las tensiones residuales para las muestras (exceptuando las dos citadas anteriormente) en las distintas profundidades. Técnicas experimentales 63 0100 200 300 400 500 -800 -700 -600 -500 -400 -300 -200 -100 Laser Peening Tension (MPa) Profundidad (m) Figura 4-64. Resultados de tensiones residuales obtenidos para las muestras LP (B4S31, B4S32, B4S34, B4S35). De la gráfica del grupo SP se observa que solo dos de las muestras siguen un comportamiento parecido al de la probeta cuyas tensiones residuales fueron medidas antes de realizarse el ensayo de flexión en la misma y la cual tomamos como referencia. Estos datos se corresponden con la línea negra. Por ello, solo va a representarse los resultados obtenidos por las estas dos muestras. 0100 200 300 400 500 -1200 -1000 -800 -600 -400 -200 0 Shot Peening Tension (MPa) Profundidad (m) Figura 4-65. Resultados de tensiones residuales obtenidos para las muestras SP (B1S8_INF, B1S9_INF). Tras observar los resultados obtenidos para el lote de probetas SP + CASE, se puede comprobar, que a pesar de que las tensiones residuales obtenidos oscilan en un amplio rango de valores y que el valor de tensión a la profundidad de 425 μm difiere del resto para la muestra B2S15_SUP, el comportamiento de todas las muestras del grupo es similar. Como consecuencia de ello, se va a seleccionar un rango en el que se recojan todos los resultados obtenidos. 64 Comportamiento a fatiga de piezas de titanio (Ti-6Al-4V) fabricadas mediante Selective Laser Melting 0100 200 300 400 500 -1000 -800 -600 -400 -200 0 200 Shot Peening + CASE Tension (MPa) Profundidad (m) Figura 4-66. Resultados de tensiones residuales obtenidos para todas las muestras SP + CASE. Observando la gráfica adjuntada anteriormente acerca de los resultados obtenidos para el lote de probetas HIP, se puede comprobar como en dos de las muestras se desvían, en gran medida, los valores de las tensiones residuales a partir de una profundidad de aproximadamente 175 μm. Por lo tanto, a continuación, se va a representar un rango de valores que recoja los datos hasta dicha profundidad. También, se va a adjuntar una gráfica que muestre los resultados obtenidos para el resto de las muestras que presentan un comportamiento similar (eliminando las dos muestras diferentes). 20 40 60 80 100 120 140 160 180 -80 -70 -60 -50 -40 -30 -20 -10 0 10 20 30 HIP Tension (MPa) Profundidad (m) Figura 4-67. Resultados de tensiones residuales obtenidos para todas las muestras HIP (a excepción de la B5S39 de la que no se han obtenido resultados). Técnicas experimentales 65 0100 200 300 400 500 -80 -70 -60 -50 -40 -30 -20 -10 0 10 20 HIP Tension (MPa) Profundidad (m) Figura 4-68. Resultados de tensiones residuales obtenidos para las muestras HIP (B5S38, B5S40, B5S41). Realizando una comparación de los resultados obtenidos en función del tratamiento superficial o térmico aplicado, puede comprobarse, en primer lugar, que los valores de tensiones residuales obtenidos para las muestras del grupo HIP son insignificantes respecto a los resultados que se obtienen para el resto de los lotes. Como se esperaba, todos los tratamientos superficiales han introducido tensiones residuales de compresión cerca de la superficie. Por otra parte, los máximos valores de tensiones compresivas a una profundidad de 425 μm se obtienen para las probetas de LP. La principal característica de este tratamiento superficial era la mayor profundidad a la que se introducían las tensiones de compresión. Mientras que para todos los grupos se obtienen tensiones positivas a dicha profundidad, las muestras de LP presentan unos valores que oscilan aproximadamente en un rango de [-200,-160]. 65 5 MODELADO EN ANSYS En este apartado se va a simular el ensayo a flexión en cuatro puntos que se ha realizado para cada una de las muestras en las instalaciones del Laboratorio de Ingeniería Mecánica (ETSI). El objetivo final de la realización de esta simulación es conocer la distribución de tensiones final de las probetas que se estudian en este proyecto, ya que, a las tensiones que se generan tras modelar el ensayo de flexión citado, se le van a añadir las tensiones residuales de compresión (presentadas en el capítulo anterior) generadas a partir de los tratamientos superficiales aplicados. Se va a simular el comportamiento de las muestras en 2D. Por lo tanto, el primer paso a seguir será la introducción en el programa de dos parámetros característicos del material. Estos valores se corresponden con los mostrados en la siguiente tabla, Tabla 5-1. Tabla 5-1. Parámetros característicos de la aleación Ti-6Al-4V. Módulo de Young (E) 112 GPa Coeficiente de Poisson (ν) 0.3 A continuación, se va a seleccionar el tipo de elemento adecuado para el modelado bidimensional en ANSYS. En este caso, se ha elegido el PLANE183. Este elemento tiene un comportamiento de desplazamiento cuadrático y es adecuado para modelar mallas irregulares (como las producidas por varios sistemas CAD / CAM). PLANE183 está definido por seis u ocho nodos. Se puede utilizar como elemento plano (tensión plana, deformación plana y deformación plana generalizada) o como elemento asimétrico (con o sin torsión). En la mayoría de los casos, el elemento tiene dos grados de libertad en cada nodo: traslaciones en las direcciones x e y. Sin embargo, para la opción axisimétrica con torsión, el elemento tiene tres grados de libertad en cada nodo: traslaciones en las direcciones x e y y rotación en la dirección y [55]. Figura 5-1. Geometría del elemento PLANE183 [55]. Teniendo en cuenta las características del ensayo estudiado en este proyecto, se puede comprobar que presenta simetría. Como consecuencia de ello, se va a modelar únicamente la mitad de la muestra, aplicando las condiciones de contorno necesarias. En este caso, se restringe el movimiento horizontal en x = L/2, coincidiendo con la mitad de la dimensión longitudinal de la probeta. El mallado es una etapa vital en el proceso ya que la correcta elección de la malla hará que los resultados sean más precisos. En este caso se realizará una malla más fina en la zona donde van a extraerse datos de tensiones. Esta se corresponde con la zona central de la parte inferior de la probeta. Debido a ello, se realizará una división de elementos mayor en esa zona en proporción con el tamaño. 72 Comportamiento a fatiga de piezas de titanio (Ti-6Al-4V) fabricadas mediante Selective Laser Melting 01234567 0,965 0,970 0,975 0,980 0,985 0,990 0,995 1,000 1,005 01234567 0,965 0,970 0,975 0,980 0,985 0,990 0,995 1,000 1,005 AS BUILT Figura 5-10. Relación entre la distancia del plano de rotura y la distancia a la que se dan los valores de máxima tensión en la superficie de las muestras de As Built. 0123456701234567 0,950 0,955 0,960 0,965 0,970 0,975 0,980 0,985 0,990 0,995 1,000 1,005 1,010 LASER PEEENING Figura 5-11. Relación entre la distancia del plano de rotura y la distancia a la que se dan los valores de máxima tensión en la superficie de las muestras de LP. Modelado en ANSYS 73 01234567 0,920 0,930 0,940 0,950 0,960 0,970 0,980 0,990 1,000 1,010 01234567 SHOT PEENING Figura 5-12. Relación entre la distancia del plano de rotura y la distancia a la que se dan los valores de máxima tensión en la superficie de las muestras de SP. 01234567 0,920 0,930 0,940 0,950 0,960 0,970 0,980 0,990 1,000 1,010 01234567 SHOT PEENING + CASE Figura 5-13. Relación entre la distancia del plano de rotura y la distancia a la que se dan los valores de máxima tensión en la superficie de las muestras de SP + CASE. 74 Comportamiento a fatiga de piezas de titanio (Ti-6Al-4V) fabricadas mediante Selective Laser Melting 01234567 0,970 0,975 0,980 0,985 0,990 0,995 1,000 1,005 01234567 0,970 0,975 0,980 0,985 0,990 0,995 1,000 1,005 HIP Figura 5-14. Relación entre la distancia del plano de rotura y la distancia a la que se dan los valores de máxima tensión en la superficie de las muestras de HIP. Tras los resultados obtenidos, se puede comprobar como para casi todos los grupos de muestras, a excepción de las probetas de SP + CASE, existe una relación clara entre la distancia a la que se produce la rotura de la probeta y la distancia a la que se produce el pico de tensión máxima. 75 6 CONCLUSIONES La fabricación aditiva ha generado un gran interés debido a las numerosas e importantes ventajas que ofrece sobre los métodos de fabricación tradicionales. Esta tecnología se ha posicionado en el mercado como recurso clave para dar respuesta a los exigentes requerimientos que se pide actualmente gracias a su gran libertad de diseño, la ausencia de utillaje y su rápida capacidad de respuesta. No obstante, el diseño de componentes sometidos a cargas cíclicas está aún en su etapa inicial como consecuencia de la escasa información que se dispone acerca del comportamiento a fatiga de piezas procesadas con este tipo de fabricación. La generación de defectos y tensiones residuales, así como la rugosidad superficial y el comportamiento anisotrópico, son algunas de las características distintivas que resultan de los procesos de AM. En este documento se han abordado algunos de los problemas más significativos relacionados con el comportamiento a fatiga de los materiales metálicos fabricados de forma aditiva. Estos incluyen los efectos de los defectos, las tensiones residuales, el acabado superficial, la orientación de la capa y los tratamientos superficiales y térmicos posteriores al proceso de fabricación. Para discutir el efecto que tienen estos parámetros sobre las vidas a fatiga de metales AM, se han obtenido resultados experimentales de muestras de Ti-6Al-4V procesadas mediante SLM y sometidas a ensayos de flexión en cuatro puntos. A estas muestras se les fue aplicado diferentes tratamientos superficiales y térmicos posteriormente al proceso de fabricación. De esta forma, se ha realizado un análisis del efecto beneficioso que tiene cada uno de estos tratamientos sobre el comportamiento a fatiga de las muestras a partir de medidas experimentales de rugosidad superficial y tensiones residuales y, a partir de información obtenida sobre la sección de rotura de las muestras. Respecto al acabado superficial, las piezas de AM presentan una rugosidad generalmente mayor que los componentes fabricados mediante tecnologías tradicionales de fabricación. La rugosidad de la superficie está influenciada por una serie de factores que incluyen el tipo de proceso de fabricación y parámetros tales como el tamaño del polvo, la geometría de la pieza y el grosor y orientación de la capa. Analizando los resultados obtenidos sobre las muestras a través del rugosímetro proporcionado por el CAM, se observa una clara tendencia a la disminución de la rugosidad en función del tratamiento superficial aplicado. Los peores resultados se obtienen para las muestras de LP, que apenas difieren de los de las piezas As Built, seguidos de los componentes con tratamientos HIP, SP y SP + CASE aplicados. El tratamiento de grupo SP + CASE, resulta ser el más eficaz para solventar el efecto perjudicial que la rugosidad superficial provoca sobre el comportamiento a fatiga de metales AM ya que reduce casi en un 80% los resultados obtenidos para las probetas As Built. Por otra parte, teniendo en cuenta la dirección de medición del palpador del rugosímetro, se observa que las muestras presentan una menor rugosidad superficial en la dirección transversal de la pieza independientemente del tratamiento superficial aplicado y el parámetro de rugosidad medido. Se comprueba que esta diferencia entre los valores de rugosidad para un tratamiento y parámetro determinado es aproximadamente de un 10%. Por otra parte, los altos gradientes térmicos, la densidad de energía alta y la rápida solidificación durante los procesos de AM pueden dar como resultado la generación de tensiones residuales significativas, además de la distorsión de la pieza. Es conocido que los esfuerzos de tensión residual son perjudiciales para el comportamiento a fatiga. Estas tensiones pueden eliminarse o reducirse mediante el uso de parámetros del proceso de fabricación y orientaciones de capa apropiados, así como aplicando tratamientos térmicos posteriores a la fabricación. Como se esperaba, todos los tratamientos superficiales han introducido tensiones residuales de compresión cerca de la superficie. Además, se comprueba que los máximos valores de tensiones compresivas a una profundidad de 425 μm (mayor profundidad a la que se obtienen resultados) se obtienen para las probetas de LP. La principal característica de este tratamiento superficial era la mayor profundidad a la que se introducían las tensiones de compresión. Mientras que para todos los grupos se obtienen tensiones positivas a dicha profundidad, las muestras de LP presentan unos valores que oscilan aproximadamente en un rango de [-200,-160] MPa. Teniendo en cuenta el punto de inicio de fallo en las muestras, en todas las piezas de los grupos As Built e HIP las grietas se iniciaron en la superficie. Respecto a las piezas con tratamientos de SP y LP aplicados, todas fallaron desde el interior, a excepción de una perteneciente al grupo de SP que presenta un defecto superficial y, una de LP en la esquina redondeada. Igualmente, las muestras de SP + CASE fallaron a través de grietas iniciadas en el interior. Además, se puede ver como las muestras As Built presentan generalmente múltiples sitios de inicio de grietas en la superficie, mientras que las muestras con superficies tratadas tienen grietas que se inician a partir 76 Comportamiento a fatiga de piezas de titanio (Ti-6Al-4V) fabricadas mediante Selective Laser Melting de un solo defecto, en su mayoría. En probetas As Built, estas grietas múltiples crecen independientemente hasta que comienzan a unirse, después de lo cual, las muestras generalmente fallan abruptamente. Esta interacción entre grietas de crecimiento independiente probablemente contribuye a la resistencia reducida a fatiga observada para estas muestras As Built. Por lo tanto, la elección de las características adecuadas del polvo y la optimización del proceso de AM y los parámetros de diseño para obtener una superficie más lisa son consideraciones importantes para mejorar el rendimiento de la fatiga. Por otra parte, atendiendo a las muestras cuyos fallos se iniciaron en el interior, se puede observar que los puntos de inicio de grietas más profundos se dan en las muestras de LP, debido a la mayor profundidad de introducción de tensiones residuales de compresión. También se puede comprobar que mientras que en las muestras de SP, las grietas se inician tanto en la superficie como por debajo de esta para SP + CASE todas las grietas se inician en el interior. Esto puede deberse a la rugosidad y el efecto perjudicial del tratamiento de SP sobre la superficie, que puede provocar pequeñas microgrietas. Un tratamiento posterior de CASE reduciría la rugosidad y eliminaría esas grietas. También se ha podido comprobar la relación existente entre la profundidad a la que se inician las grietas de las muestras cuyos fallos son internos con la profundidad a la que se producen los valores máximos de tensión. La mayoría de los fallos tienen lugar a una profundidad próxima a la que se dan los picos de tensión máximos. Atendiendo los parámetros recientemente estudiados, se puede concluir en que cada uno de los tratamientos seleccionados para ser estudiados en este proyecto resultan ser beneficiosos para reducir los efectos de parámetros perjudiciales sobre el comportamiento a fatiga. Analizando los resultados experimentales obtenidos, se comprueba finalmente que las muestras del grupo LP son las más resistentes a fatiga. A pesar de que no reduce en gran medida la rugosidad superficial en comparación con los tratamientos de SP y SP + CASE, presentan vidas a fatiga más largas. La principal característica que hace esto posible es la mayor profundidad a la que se introducen las tensiones residuales de compresión. A través de las curvas S-N, obtenidas experimentalmente, también se ha podido observar que las muestras HIP son las que presentan un peor comportamiento a fatiga. De hecho, apenas se mejoran los resultados respecto a las muestras As Built. Los datos de rugosidad y tensiones residuales medidos son igualmente similares a las probetas As Built. Esto se debe a que HIP es un tratamiento termomecánico eficaz para reducir el volumen de porosidad y los huecos internos y su nitidez. No obstante, el efecto significativo del tratamiento HIP solo se puede observar después de un maquinado posterior, ya que la superficie rugosa de las muestras HIP todavía desempeña un papel clave para acortar sus vidas a fatiga. Por otra parte, los tratamientos de SP y SP + CASE también han mejorado significativamente la resistencia a fatiga de las muestras en estudio. Esto es debido principalmente a las mejoras producidas sobre la rugosidad superficial, concretamente en las muestras con el tratamiento de SP + CASE aplicado, ya que reduce a la mitad aproximadamente los valores medidos sobre las muestras de SP. Esta mejoría en los resultados puede deberse a que en el tratamiento de SP + CASE, el acabado isotrópico proporciona beneficios adicionales reduciendo la rugosidad superficial consecuencia de la aplicación de los tratamientos de SP. Sin embargo, a pesar de la notable mejoría que se produce sobre la rugosidad superficial, las grietas de las muestras de SP+CASE siguen iniciándose en el interior. Es por eso por lo que nos preguntamos por qué mejoran las vidas a fatiga de estas muestras. Aun no disponemos de datos suficientes para contestar a esta pregunta, pero se seguirá investigando para obtener resultados concluyentes. Una vez analizados los resultados obtenidos hay que mencionar que actualmente, es necesario establecer una comprensión mucho más concluyente del comportamiento de fatiga para las partes de AM para extender esta comprensión básica a situaciones más realistas ya que a pesar de obtener resultados experimentales, dichos entendimientos deben ampliarse para incluir piezas producidas por AM con geometrías complejas que contengan características tales como muescas u otros elevadores de tensión. No obstante, establecer las relaciones entre el proceso y el rendimiento de las piezas de AM es una meta crítica pero desafiante, necesaria para garantizar la confianza en la capacidad de producir piezas de alta calidad para el uso en aplicaciones críticas de fatiga. La calificación y la certificación experimentales requieren mucho tiempo y son costosas, ya que cualquier cambio en el tamaño / geometría de la pieza, el proceso o las condiciones posteriores al mismo afectan al historial térmico, que, a su vez, puede influir sobre la microestructura, la distribución de defectos, las propiedades mecánicas y, en última instancia, el rendimiento de la pieza. Estas variaciones crean un desafío aún mayor para los estándares relacionados que actualmente no existen o están en un estado de modificación y adaptación constantes a medida que maduran las técnicas y los procesos de AM ya que incluso utilizando Conclusiones 77 parámetros y materiales de proceso idénticos es posible que las piezas de AM con diferentes tamaños y / o geometrías fabricadas no muestren un rendimiento de fatiga similar. Como resultado, el rendimiento de la fatiga y los datos obtenidos de pequeñas muestras de AM pueden no ser totalmente representativos del rendimiento de la fatiga de las piezas a gran escala. Además, es necesario tener en cuenta el hecho de considerar factores adicionales que generalmente no se consideran a nivel de prueba de laboratorio. Las concentraciones de estrés y los efectos de gradiente, las condiciones ambientales y los esfuerzos de contacto son algunos ejemplos. 78 79 Referencias [1] J. Delgado Gordillo, «Estudio de la influencia sobre la microestructura y las propiedades mecánicas de la altura de fabricación para la aleación Ti6Al4V Eli procesada mediante la tecnología aditiva Electron Beam Melting.,» 2012. [2] Igape, «Oportunidades industria 4.0 en Galicia,» 2017. [3 ] W. E. Frazier, «Metal Additive Manufacturing: A Review,» Journal of Materials Engineering and Performance, vol. 23, nº 6, pp. 1917-1928, 24 February 2014. [4] S. R. Daniewicz y N. 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