Titane solide et ductile | Guangzhou Titane Co., Ltd

Nature volume 618, pages 63–68 (2023)Citer cet article

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Les alliages de titane sont des matériaux légers avancés, indispensables pour de nombreuses applications critiques1,2. Le pilier de l'industrie du titane est constitué par les alliages de titane α–β, qui sont formulés par des additions d'alliage qui stabilisent les phases α et β3,4,5. Notre travail se concentre sur l'exploitation de deux des éléments stabilisants et renforçateurs les plus puissants pour les alliages de titane α–β, l'oxygène et le fer1,2,3,4,5, qui sont facilement abondants. Cependant, l'effet fragilisant de l'oxygène6,7, décrit familièrement comme «la kryptonite au titane»8, et la microségrégation du fer9 ont entravé leur combinaison pour le développement d'alliages α–β titane–oxygène–fer solides et ductiles. Ici, nous intégrons la conception d'alliages à la conception de processus de fabrication additive (FA) pour démontrer une série de compositions titane-oxygène-fer qui présentent des propriétés de traction exceptionnelles. Nous expliquons les origines à l'échelle atomique de ces propriétés à l'aide de diverses techniques de caractérisation. L'abondance d'oxygène et de fer et la simplicité du processus de fabrication en forme nette ou quasi nette par FA rendent ces alliages α – β titane – oxygène – fer attrayants pour une large gamme d'applications. En outre, ils offrent la promesse d'une utilisation à l'échelle industrielle de l'éponge de titane ou de l'éponge de titane-oxygène-fer10,11, un déchet industriel à l'heure actuelle. Le potentiel économique et environnemental de réduction de l'empreinte carbone de la production énergivore de titane spongieux12 est substantiel.

La plupart des alliages industriels de titane (Ti) possèdent des microstructures basées sur les deux phases de base de Ti, l'hexagone compact (HCP) α et le cubique centré (BCC) β. Représentés par Ti–6Al–4V (% en poids utilisé partout sauf indication contraire), les alliages α–β Ti sont l'épine dorsale de l'industrie du Ti1,2. Ils peuvent former des microstructures comprenant2,3,4,5 (1) α–β lamellaire avec une relation d'orientation proche de Burgers, (2) α et β équiaxes ou (3) α globulaire parmi les lamelles α–β. Chacune de ces microstructures présente des avantages et des inconvénients, ce qui rend les alliages α–β Ti polyvalents pour diverses applications industrielles1,2,3,4,5. Parmi ceux-ci, la microstructure lamellaire α – β a été couramment appliquée.

Les alliages α – β Ti sont formulés en alliant Ti avec des stabilisants en phase α et β. Les stabilisants de phase α sont limités à Al, N, O, C, Ga et Ge (réfs. 3,4,5), dont N et C sont des impuretés étroitement contrôlées (0,05 % N, 0,08 % C)2,3, tandis que Ga et Ge ne sont pas commercialement viables. Par conséquent, ainsi que Al, O est la seule autre option pratique. Le tableau supplémentaire 1 répertorie les principaux alliages de Ti α – β utilisant Al comme stabilisateur de phase α. Notamment, O éclipse Al en (1) renforçant la phase α d'un facteur d'environ 20 (calculé selon les données données dans le tableau 4 à la page 16 de la réf. 1), (2) stabilisant la phase α d'un facteur d'environ 10 (sur la base de la formule d'équivalence en aluminium donnée à la page 380 de la réf. 5) et (3) limitant la croissance des grains β antérieurs pendant la solidification d'un facteur supérieur à 40 (1 0,8 contre 0,26)13. Cependant, ces attributs d'O sont restés sous-utilisés dans le développement des alliages α – β Ti.

Le problème avec O en tant que principal stabilisateur de phase α dans Ti est son effet de fragilisation en raison de ses fortes interactions avec les dislocations lors de la déformation6,7. De plus, O modifie les équilibres de phase, favorisant la formation de la phase α2 fragilisante (Ti3Al)14. Ces contraintes ont conduit à la règle de conception empirique suivante pour les alliages de Ti industriels : Al + 10(O + C + 2N) + 1/3Sn + 1/6Zr < 9,0 % (réf. 5). Pour Ti–6Al–4V, cette règle de conception nécessite moins de 0,12 % O (réf. 15) à 0,05 % N et 0,08 % C, qui a été assouplie à 0,13 % O pour Grade 23 Ti–6Al–4V et 0,20 % O pour Grade 5 Ti–6Al–4V. Suivant cette règle, une teneur en Al inférieure permet une teneur en O plus élevée. En effet, le dernier alliage industriel α–β Ti ATI 425 (Ti–4.5Al–3V–1.8Fe–0.3O)16, autorise 0,3% O maximum en raison de sa teneur en Al plus faible, pour laquelle la règle empirique ci-dessus accepte un maximum de 0,31% O. Si aucun Al n'est inclus, cette règle autorise un maximum de 0,72% O.

Il existe plus d'options pour les stabilisateurs de phase β dans Ti (réfs. 3,4,5), Fe étant le plus efficace et le moins cher17,18. De plus, Fe est le deuxième stabilisant de phase β le plus léger. Cependant, son utilisation a été limitée par la formation de taches β stabilisées au Fe lors de la solidification du lingot9 (jusqu'à des centimètres de taille ; note complémentaire 1), ce qui peut affecter considérablement les propriétés mécaniques9. Par conséquent, l'utilisation de Fe est généralement limitée à environ 2 % dans les alliages de Ti industriels tels que ATI 425 et Ti–10V–2Fe–3Al (réf. 2).

Néanmoins, les avantages susmentionnés de O et Fe (≤ 2%) ont déjà attiré des efforts substantiels pour développer des alliages α – β Ti – O – Fe comme alternatives à Ti – 6 Al – 4V (réf. 19, 20, 21, 22). Le désir d'améliorer la maniabilité à chaud et l'état de surface lors des opérations de travail à chaud par cassage des lingots était le motif particulier à l'époque19. Ces efforts ont donné un succès mitigé, les deux compositions bien étudiées étant Ti–0,35O–1Fe–0,01N et Ti–0,3O–1Fe–0,04N (réf. 19,20,22). Les deux alliages présentaient des propriétés de traction comparables à Ti–6Al–4V dans des conditions de travail à chaud et de recuit, mais une résistance à la traction (600–700 MPa) et une ductilité (2–3 %) inférieures dans des conditions brutes de coulée20.

Nous introduisons une autre considération de l'utilisation combinée d'O et de Fe dans Ti, qui est liée à la revitalisation de l'éponge Ti hors-grade en raison d'une contamination excessive en O et Fe10,11,23. La production de Ti spongieux est très énergivore12. Étant donné que le Ti spongieux hors qualité (Ti–O–Fe) représente 5 à 10 % de toute la production de Ti spongieux10,11,23, leur utilisation comme matière première pour la production de poudre pour la FA a le potentiel d'ajouter une valeur notable et de réduire l'empreinte carbone de l'industrie du Ti.

Nous avons cherché à contourner les défis métallurgiques résultant de l'alliage de Ti avec O et Fe en intégrant des concepts de conception d'alliage avec la conception de processus AM. Notre objectif était de créer une nouvelle classe d'alliages ductiles et résistants α–β Ti–O–Fe par FA. Par son équivalence en molybdène, un ajout de 3,5 % de Fe à Ti permet de conserver la phase β antérieure à température ambiante par trempe à l'eau17,18. Cela fixe une limite supérieure pour Fe. La teneur maximale en O a été fixée à 0,7 % sur la base de la règle empirique discutée précédemment (0,72 % O). De plus, la plupart des alliages de Ti perdent leur ductilité en traction au-dessus de 0,7 % O (basé sur la Fig. 1 à la page 6 de la réf. 1). Quatre niveaux d'O (0,15%, 0,35%, 0,50%, 0,70%) ont ainsi été considérés avec 3% Fe, conduisant à dix alliages expérimentaux (Extended Data Table 1). En termes de sélection de processus AM, nous avons choisi le dépôt d'énergie dirigé par poudre métallique laser (DED), qui, aidé par des simulations haute fidélité, permet la fabrication de composants à grande échelle de forme quasi nette avec une microstructure cohérente.

Nous avons d'abord simulé le DED de coupons rectangulaires (Fig. 1a), en utilisant les paramètres du tableau de données étendu 2. Les simulations ont prédit des vitesses de refroidissement élevées après la solidification (Fig. 1b), qui devraient conduire à des phases métastables telles que l'α′-martensite. Cependant, le grand nombre d'impulsions thermiques (Fig. 1b), les températures de stabilisation élevées (Fig. 1c) et les durées approximativement isothermes devraient garantir que seules les phases α et β sont présentes. À cette fin, nous avons choisi 480–800 ° C comme limites d'histoire thermique requises (méthodes), délimitées comme la zone verte sur la figure 1c. Des coupons rectangulaires des compositions conçues (tableau de données étendu 1) ont ensuite été imprimés à l'intérieur et à l'extérieur de cette fenêtre, avec deux alliages de référence, Ti–6Al–4V–0,22O–0,20Fe et Ti–0,16O–0,062Fe. Les coupons imprimés présentaient des compositions cohérentes (Note complémentaire 2).

a, coupons rectangulaires tels que construits de 40 × 10 × 5 mm3 à une épaisseur de couche de 200 μm. Les cinq coupons dans a ont tous la même composition de Ti–0,34O–3,25Fe. b, Profil de température du point central de la couche 13 dans un coupon de 25 couches par simulation. c, Fenêtre de traitement (zone verte) déterminée par simulation. d–k, diffraction par rétrodiffusion d'électrons (EBSD) images de figure de pôle inverse (d–g ; barres d'échelle, 100 μm) et images d'électrons rétrodiffusés (h–k ; barres d'échelle, 1 μm) du Ti–0,14O–3,23Fe imprimé (d, h), Ti–0,34O–3,25Fe (e,i), Ti–0,50O–3,17Fe (f,j) et les alliages Ti–0.67O–3.30Fe (g,k). La phase gris clair dans h – k est la phase β et ce contraste est dû à l'enrichissement en Fe.

Données source

La microstructure de l'alliage à faible teneur en oxygène Ti – 0, 14 O – 3, 23 Fe comprend des grains antérieurs β colonnaires courts et équiaxes (Fig. 1d), semblables à l'alliage Ti – 6 Al – 4 V – 3Fe fabriqué par laser24. Des grains a priori β fins équiaxes se sont formés avec une teneur en O croissante (Fig. 1e – g et Fig. 1 supplémentaire) par rapport aux longs grains a priori colonnaires en Ti – 6Al – 4V imprimés dans des conditions similaires25 ou différentes26,27,28. À température ambiante, les fines lamelles α – β constituaient la microstructure dominante dans chaque alliage (Fig. 1h – k). L'épaisseur de la latte α est passée de 180 ± 33 nm à 0, 14% O à 375 ± 76 nm à 0, 67% O, tandis que la fraction volumique de la phase β augmentait simultanément de 21 ± 2, 3% à 31 ± 0, 5% (Fig. 2 supplémentaire). Aucune tache β stabilisée au Fe n'a été observée dans aucun de ces alliages imprimés, mais elles étaient répandues dans l'alliage Ti – 0, 35 O – 3Fe moulé en cuivre (données étendues, Fig. 1). Les raisons sont discutées dans la note complémentaire 1. L'évitement des taches β est un avantage important de la FA dans la fabrication de ces alliages (note complémentaire 3).

La figure 2 montre les propriétés de traction représentatives de quatre alliages Ti-O-Fe conçus et de deux alliages de référence. Notre objectif ici était de modifier la composition de l'alliage sans modifier les conditions de traitement AM, dans les limites de l'histoire thermique requises (Fig. 1c). Les courbes complètes de contrainte-déformation technique sont fournies dans les données étendues Fig. 2a. Des coupons séparés ont été imprimés en fixant la composition de l'alliage à Ti–0,35O–3Fe et en faisant varier les conditions de traitement AM. Les courbes contrainte de traction-déformation de ces alliages et de l'alliage de cuivre moulé Ti – 0, 35 O – 3Fe sont présentées dans les données étendues Fig. 2b, c, tandis que les données étendues Fig. 3 montrent leurs microstructures. Sans optimisation, nos alliages Ti–(0,34–0,50)O–(3,17–3,32)Fe imprimés dans la fenêtre de traitement présentaient une ductilité en traction (εf) de 9,0 ± 0,5 % à 21,9 ± 2,2 % (le changement de εf n'est pas dû à la porosité ; note complémentaire 2) et une résistance à la traction ultime (σUTS) de 1 034 ± 9 à 1 194 ± 8 MPa (tableau de données étendu 1). L'alliage Ti–0,35O–3Fe brut de coulée a démontré un εf inférieur de plus de 50 % à un σUTS similaire.

Courbes de contrainte-déformation d'ingénierie des alliages Ti–(0,14–0,67)O–(3,17–3,30)Fe, à très faible teneur en fer Ti–0,16O–0,062Fe et Ti–6Al–4V, imprimées dans les mêmes conditions DED (vitesse de balayage laser : 800 mm min−1, intervalle de couche : 15 s ; voir le tableau de données étendu 2 pour les autres conditions). Le tableau de données étendu 1 répertorie les propriétés de traction de chaque alliage.

Le pouvoir de renforcement du Fe a atteint 105 MPa/1,0 % en poids de Fe en comparant les valeurs σUTS des alliages Ti–0,14O–3,23Fe et Ti–0,16O–0,062Fe, proches de la valeur expérimentale rapportée de 75 MPa/1,0 % en poids de Fe (sur la base des données fournies dans le tableau 12 à la page 29 de la réf. 1). La puissance de renforcement de l'O a enregistré 76 MPa/0,1 % en poids d'O en comparant les valeurs σUTS des alliages Ti–0,14O–3,23Fe et Ti–0,67O–3,30Fe, ce qui se situe dans la plage expérimentale typique rapportée de > 70 MPa/0,1 % en poids d'O (réf. 29,30). Fe et O ont tous deux joué un rôle important dans le renforcement de ces alliages.

Pour expliquer les mécanismes de renforcement, nous avons étudié la distribution atomique de l'O et du Fe dans trois alliages, Ti–0,14O–3,23Fe, Ti–0,34O–3,25Fe et Ti–6Al–4V–0,22O–0,20Fe. Combinée au contraste de phase différentiel intégré (iDPC), la microscopie électronique à transmission à balayage (STEM) permet des observations directes des éléments lumineux interstitiels31. Nous avons observé une forte ségrégation des atomes d'O sur les bords de la latte α dans l'alliage Ti – 0, 34 O – 3, 25 Fe (Fig. 3a). Ils existaient dans les sites interstitiels HCP près de l'interface α / β, formant une nano-hétérogénéité unique de l'intérieur de la latte α (faible O, ductile) aux régions d'interface (haut O, fort). En revanche, cette nano-hétéromicrostructure a rarement été observée dans l'alliage à faible teneur en oxygène Ti – 0, 14 O – 3, 23 Fe (Fig. 3b). L'analyse par tomographie par sonde atomique (APT) a confirmé les mêmes observations (Fig. 3c et Extended Data Fig. 4a).

a, b, images iDPC-STEM des interfaces α/β dans Ti–0,34O–3,25Fe et Ti–0,14O–3,23Fe. Des atomes d'oxygène sont observés aux positions interstitielles de la phase α près de l'interface α/β dans Ti–0,34O–3,25Fe, alors que peu d'atomes O de ce type sont détectés dans l'alliage Ti–0,14O–3,23Fe. Barres d'échelle, 1 nm. c, données APT de Ti – 0, 34 O – 3, 25 Fe, mettant en évidence la tendance des atomes O à se séparer vers les bords de la phase α près des interfaces α / β. d, Images DPC-STEM à flux tenseur selon une direction [0001]α. La direction du tenseur représente la direction du champ électrique local. Les couleurs du tenseur représentent l'intensité du champ électrique local (vert = plus faible, jaune = plus fort). Barre d'échelle, 1 nm. e, image HAADF-STEM d'une dislocation inhibée par un réseau interstitiel O. L'analyse de la phase géographique (encart en haut à gauche) montre l'état de déformation du défaut et de la région environnante. Le noyau de dislocation est défini par l'intersection rouge-bleu dans l'encart. L'image iDPC-STEM (encart en bas à droite) montre le tableau interstitiel O. L'image HAADF-STEM agrandie à droite montre la forte présence d'interstitiels O (extraits de l'image iDPC et marqués comme des boules vertes) autour de la luxation, entravant le mouvement de luxation. Barre d'échelle, 2 nm. f, Une image HAADF-STEM d'une région de phase β, mettant en évidence la distribution non uniforme de Fe, illustrée par le contraste Z irrégulier, pour lequel l'axe de zone est [110] β. Un contraste brillant signifie plus d'atomes de Fe dans le réseau β-Ti local. Barre d'échelle, 1 nm.

La densité de charge locale dans l'alliage Ti – 0, 34 O – 3, 25 Fe a été analysée à l'aide d'un contraste de phase différentiel (DPC) STEM (Fig. 3d). Ici, les vecteurs représentent les directions du champ électrique local, tandis que les couleurs indiquent l'intensité relative du champ électrique local (vert = faible, jaune = fort). Une augmentation de la densité de charge locale (jaune) a été observée dans les jantes de phase α dans lesquelles les interstitiels O avaient ségrégé (Fig. 3d). Ceci indique une autre contribution de liaison dans le réseau des interstitiels O, qui, selon nous, contribue à renforcer en empêchant davantage le mouvement de dislocation. La figure 3e montre une collection d'interstitiels O à une dislocation dans un bord de phase α, similaire aux atmosphères de Cottrell dans des cristaux de BCC32, enregistrée à l'aide de techniques combinées iDPC et à champ noir annulaire à angle élevé (HAADF)-STEM. La dislocation est effectivement épinglée par de telles atmosphères O.

Nos données APT ont en outre montré que la phase β était pratiquement exempte d'O (0,03 at%). Cela a été étayé par les prédictions CALPHAD (CALculation of PHAse Diagrams) effectuées à 650 ° C dans la zone verte de la Fig. 1c (tableau supplémentaire 2). En comparaison, la phase β de l'alliage imprimé Ti – 6Al – 4V – 0, 22 O – 0, 20 Fe contenait une quantité substantielle d'O (0, 27 at%) (données étendues Fig. 4b, c), conformément à la littérature (tableau supplémentaire 4). Nos données APT ont également montré que la phase α était pratiquement exempte de Fe (0, 02 at%; Fig. 3c), alors que le Fe substantiel dans la phase β était distribué de manière non uniforme (Fig. 3f), ce qui ajoute une capacité de renforcement à l'alliage en générant des contraintes locales pour empêcher le mouvement de dislocation.

Les simulations de la théorie de la fonctionnelle de la densité (DFT) (Fig. 4a) prédisent que les atomes O préfèrent résider dans la phase α, en particulier près de l'interface α / β (Fig. 4b), mais les atomes Fe ne montrent aucune tendance à ségréger à l'interface (Fig. 4c). Ces prédictions corroborent pleinement les observations de la Fig. 3. De plus, les configurations de séparation des 4e et 3e voisins les plus proches étaient les plus favorables pour les paires Fe – Fe en phase β (Fig. 4d), tandis que la configuration de séparation du 5e voisin le plus proche (d = 0, 506 nm) était la plus favorable pour les paires O – O en phase α (Fig. 4e). Sur cette base, nous avons estimé la teneur en [Fe] et [O] dans chaque phase, ce qui donne 15 at% Fe en β et 18 at% O en α. Ces estimations correspondent bien à nos mesures APT (Fig. 3c).

a, Un modèle d'interface DFT BCC (\(\bar{1}1\bar{2}\))/HCP (\(\bar{1}100\)) contenant un atome d'O interstitiel octaédrique (en rouge) et un atome de Fe substitutionnel (en vert) à leurs positions favorables respectives. Sur la base de la Fig. 3, nous avons construit une structure d'interface 1 × 1 BCC à dix couches dans le plan (\(\bar{1}1\bar{2}\))/1 × 2 HCP à dix couches dans le plan (\(\bar{1}100\)) (dix couches de chaque côté) pour simuler une interface α/β. Les flèches rouges indiquent les interfaces BCC/HCP équivalentes du fait des conditions aux limites périodiques. b, c, La cartographie calculée de l'énergie relative résolue en couche pour un atome d'O interstitiel (b) et un atome de Fe de substitution (c) à travers les interfaces. L'énergie relative en fonction de la séparation des paires pour O et Fe dans chaque phase a également été calculée. d, e, L'énergie totale relative calculée en fonction de la séparation des paires pour les paires d'atomes O interstitiels dans une supercellule HCP-Ti à 96 atomes (d) et les atomes Fe de substitution par paire dans une supercellule BCC-Ti à 54 atomes (e). Les concentrations d'équilibre O et Fe calculées étaient basées sur les configurations énergétiquement les plus favorables respectives (voir texte).

Données source

Nous avons également recherché une comparaison directe des arrangements cristallographiques des variantes α dans nos alliages imprimés Ti–(0,14–0,67)O–(3,17–3,30)Fe et Ti–6Al–4V. La désorientation prévalente entre les variantes α voisines dans chaque alliage Ti – O – Fe était \(\left[11\bar{2}0\right]/60^\circ \), comparée à \([\bar{10}55\bar{3}]/{63.26}^{^\circ }\) dans Ti–6Al–4V (Extended Data Fig. 5). Le premier est proche du jumelage \(\{10\bar{1}1\}\)33, possédant une énergie plus faible que le second, et est donc une configuration énergétiquement préférée34,35.

L'activité de dislocation au voisinage des extrémités des fissures de traction détermine si les matériaux présentent un comportement fragile ou ductile lors de la rupture36. La multiplication active des dislocations peut soulager la concentration des contraintes et émousser les extrémités des fissures, permettant une déformation plastique supplémentaire37. Nos alliages α–β Ti–(0,35–0,70)O–3Fe comprennent environ 30 % en volume de phase β contre environ 5 % en volume de phase β dans Ti–6Al–4V. Nous suggérons que cette grande fraction volumique de la phase β pratiquement sans oxygène (Fig. 3c) et la nano-hétérogénéité de l'oxygène à l'intérieur de la phase α se sont combinées pour jouer un rôle vital dans la médiation du processus de déformation global, résultant en d'excellentes propriétés de traction. Par conséquent, nous avons examiné les zones jouxtant les surfaces de rupture de traction des alliages Ti–0,34O–3,25Fe (εf = 9,0 %) et Ti–0,67O–3,30Fe (εf = 3,0 %) à l'aide de TEM.

Des enchevêtrements de dislocations se sont développés au centre des lattes de phase α dans l'alliage Ti – 0, 34 O – 3, 25 Fe, alors qu'une multiplication importante des dislocations était apparente dans la phase β (données étendues Fig. 6). Cela fournit des preuves directes à l'appui de notre hypothèse ci-dessus. Dans l'alliage Ti – 0, 67 O – 3, 30 Fe, une multiplication des dislocations a été observée, mais dans une moindre mesure (Extended Data Fig. 7), correspondant à la déformation plastique globale limitée (εf = 3, 0%). La tendance à la rupture augmente avec l'augmentation de la contrainte de traction appliquée (σ) jusqu'à ce que le facteur d'intensité de contrainte locale K (proportionnel à σ) dépasse la valeur critique pour la phase α ou les joints de grains antérieurs-β ou les régions interfaciales entre le bord de la latte α à haute teneur en oxygène et la phase β. Une fracture locale passerait alors par l'un ou l'ensemble d'entre eux, par exemple, lorsque σ atteignait 1 271 ± 6 MPa pour l'alliage Ti – 0,67 O – 3,30 Fe, conduisant à un faible εf.

La compréhension ci-dessus correspond bien aux caractéristiques de fracture de chaque alliage (Données étendues Fig. 8a–f). Par exemple, la surface de rupture de l'alliage Ti-0,34O-3,25Fe était constituée de grandes fossettes profondes (multiplication étendue des dislocations) et d'une partie de facettes avec de petites fossettes peu profondes (moins ductiles). À l'inverse, la surface de fracture de l'alliage Ti – 0, 67 O – 3, 30 Fe présentait des facettes notables d'une taille comparable à la taille de grain antérieure-β, indiquant une fracture inter-(antérieure-β)-granulaire, et seulement une fraction de grandes fossettes profondes (multiplication de dislocation localisée). Les caractéristiques de rupture des autres alliages pourraient être comprises de la même manière.

Les fractions de phases relatives et les tailles de grains jouent également un rôle important dans les mécanismes de renforcement. L'augmentation de la fraction volumique de la phase β avec l'augmentation de O provient de la forte partition de O et Fe dans chaque phase. Par exemple, à 800 ° C (dans la zone verte de la Fig. 1c), CALPHAD prédit nettement plus de phase β dans l'alliage Ti – 0, 14 O – 3 Fe (53, 5 vol%) que dans l'alliage Ti – 0, 67 O – 3 Fe (39, 5 vol%) (Note complémentaire 5). Plus la fraction de phase β est faible, plus la teneur moyenne en Fe dans la phase β est élevée et plus la phase β sera stable. Cela conduit à une phase β plus retenue. Dans ce cas particulier, la phase β de l'alliage Ti–0,67O–3Fe contenait 7,30 % Fe contre 4,85 % Fe dans la phase β de l'alliage Ti–0,14O–3Fe. En termes d'augmentation de l'épaisseur de la latte α avec l'augmentation de O, nous attribuons cela à la température de formation plus élevée de la phase α, qui accélère la diffusion tout en réduisant l'énergie de déformation de la formation de la phase α.

Pour résumer, nous avons démontré une intégration entre la conception d'alliages et la conception de processus de FA basée sur la simulation pour créer une nouvelle classe d'alliages α–β Ti–(0,35–0,50)O–3Fe résistants et ductiles (εf = 9,0 ± 0,5 % à 21,9 ± 2,2 % ; σUTS = 1 034 ± 9 à 1 194 ± 8 MPa), disponibles sur une fenêtre de traitement AM éléments abondants O et Fe. Nous attribuons le succès de ces alliages à une combinaison de caractéristiques microstructurales multi-échelles résultant de cette intégration. Ceux-ci comprennent: (1) les fines lamelles α – β réparties dans les grains fins équiaxes antérieurs-β; (2) la puissance élevée de O et Fe dans le renforcement de la phase α (pratiquement sans Fe) et de la phase β (environ 30 % en volume, pratiquement sans O), respectivement ; et (3) la configuration de désorientation préférée entre les variants α voisins dans ces alliages. Parmi ces facteurs, la partition unique de O et Fe est fondamentale, et d'une importance particulière est notre rapport d'un nano-hétéropartitionnement dans la phase α conduisant à des distributions à haute teneur en oxygène (forte) et à faible teneur en oxygène (ductile) qui affectent la nature locale de la liaison atomique, illustrée par le DPC et l'iDPC.

Ces alliages Ti-O-Fe solides et ductiles devraient avoir des implications dans une large gamme d'applications potentielles à température ambiante (Note complémentaire 6). De plus, le zirconium spongieux (Zr) est produit de la même manière que le Ti spongieux. Par conséquent, on pourrait s'attendre à la même chose pour l'utilisation d'éponge Zr hors grade pour développer des alliages Zr – O – Fe solides et ductiles. De plus, ce travail fournit une voie potentielle pour la future ingénierie interstitielle par AM, telle que l'atténuation de la fragilisation par l'azote (N) dans Ti et Zr, et la fragilisation par l'oxygène dans d'autres métaux (Note complémentaire 6).

Les poudres de base utilisées pour la fabrication d'alliages par laser DED comprennent la poudre de Ti (CP-Ti) commercialement pure atomisée au gaz argon (50–100 µm, TLS Technik GmbH & Co.), la poudre de Fe atomisée à l'eau (20–50 µm, Höganäs) et la poudre de TiO2 (<5 μm, Sigma-Aldrich). La composition de la poudre de CP-Ti est Ti–0,14O–0,139Fe–0,01N–0,011C–0,0011H et celle de la poudre de Fe est Fe–0,003C–0,09O–0,01S (en % en poids). Les poudres ont été mélangées dans un mélangeur Turbula (modèle T2F) selon chaque composition d'alliage conçue pendant 2 h à température ambiante dans un récipient en plastique scellé. À des fins de comparaison, des poudres d'une composition CP-Ti à très faible teneur en fer (Ti–0,16O–0,062Fe) et un alliage Ti–6Al–4V–0,22O–0,20Fe ont également été utilisées pour construire des échantillons de référence. Les deux poudres ont été fournies par TLS Technik GmbH & Co. avec une plage de granulométrie de 50 à 100 µm.

De plus, du CP-Ti (Ti–0,13O–0,15Fe) et des pépites de Fe pur (99,99 %, ZhongNuo Advanced Material Technology Co.) et de la poudre de TiO2 (<5 μm, Aladdin) ont été utilisés pour la fabrication d'alliages par fusion et coulée à l'arc sous vide.

Le module DED de Simufact Welding a été utilisé pour suivre l'évolution de la température dans la construction25,38. La prévisibilité de Simufact Welding (DED) en termes de forme et de taille du bain de fusion et de refroidissement thermique a été évaluée dans la note complémentaire 2. Nous avons utilisé les données thermophysiques dépendant de la température pour Ti–6Al–4V en raison du manque de données similaires pour les alliages Ti–O–Fe. La simulation se concentre sur le dépôt d'un coupon rectangulaire de 25 couches (40 × 10 × 5 mm3) sur un substrat Ti–6Al–4V de 10 mm d'épaisseur.

Le module DED adopte une méthode d'éléments finis sans tenir compte des convections du bain de fusion mais en se concentrant sur la conduction thermique38. Il s'agit d'une simplification courante dans la modélisation des soudures car le métal d'apport et l'échelle d'interface sont négligeables par rapport aux dimensions du métal de base39. Dans le cas de la poudre métallique laser DED, la taille du bain de fusion est sensiblement inférieure à la taille du substrat ou de la pièce de sorte que la majeure partie de la chaleur est évacuée du bain de fusion vers le substrat.

Pour utiliser le module DED, la géométrie du dépôt est d'abord introduite comme un précurseur défini, dont les mailles sont réglées sur le mode silencieux (inactif) au départ. Une fois la simulation lancée, chaque maillage est activé (élément par élément) au moyen de l'entité source de chaleur volumétrique mobile. Les éléments touchés par la source de chaleur lors de sa propagation seront activés en permanence à l'aide d'un algorithme de naissance d'éléments. En conséquence, tous les éléments activés sont exposés à la source de chaleur, qui représente un flux de chaleur volumétrique 3D qui a les dimensions d'un bain de fusion typique. Étant une charge nodale, le flux de chaleur de cette source de chaleur augmentera la température des éléments qui viennent d'être activés à des valeurs supérieures à leur température de fusion ou de liquidus.

Le tableau de données étendu 2 répertorie les paramètres DED et illustre la stratégie de balayage bidirectionnel utilisée pour la simulation, y compris une taille de spot laser équivalente de 1,5 mm et une puissance laser de 500 W. La sélection des paramètres DED est abordée dans la section suivante. Les fichiers de chemin de numérisation (G-code) avec les paramètres DED sont importés dans le module DED pour construire la géométrie de la pièce. Chaque couche (40 × 10 mm) se compose de 6 400 points avec une résolution de 0,25 × 0,25 mm. La résolution temporelle est réglée sur 0,02 s pour capturer les informations de chauffage et de refroidissement. La simulation se concentre sur l'influence de l'intervalle de couche à couche (0 s, 15 s, 60 s et 120 s).

Les multipics ou impulsions thermiques de la Fig. 1b et de la Fig. 3 supplémentaire résultent de la stratégie de balayage bidirectionnel utilisée. Chaque couche impaire a neuf chemins de balayage parallèles à la direction de la longueur de l'échantillon sur sa largeur (10 mm). En conséquence, neuf pics ou neuf impulsions thermiques correspondant à ces neuf trajets de balayage apparaîtront dans des couches préalablement solidifiées. En revanche, chaque couche paire a 38 chemins de balayage courts perpendiculaires à la direction de la longueur de l'échantillon. Cependant, chacun de ces courts trajets de balayage n'est pas suffisamment puissant thermiquement pour entraîner une impulsion thermique détectable dans les couches préalablement solidifiées. Collectivement, ils ne conduisent qu'à un nombre limité de petites impulsions thermiques. La Fig. 3 supplémentaire montre la correspondance en détail.

Quatre groupes d'alliages α–β Ti–O–Fe ont été conçus : Ti–0,15O–3Fe, Ti–0,35O–3Fe, Ti–0,50O–3Fe et Ti–0,70O–3Fe. Le tableau de données étendu 1 répertorie les compositions mesurées de chaque alliage fabriqué dans la plage de Ti–(0,14–0,67)O–(3,11–3,36)Fe. Ils ont tous été fabriqués à l'aide d'un système TRUMPF TruLaser Cell 7020 (laser à disque mince, 1 030 nm). Une plaque de substrat CP-Ti de 12 mm d'épaisseur a été utilisée pour le dépôt. Le tableau de données étendu 2 répertorie les paramètres de dépôt expérimentaux. Les coupons tels que construits (longueur : 40 mm, largeur : 10 mm, épaisseur : 5 mm) sont illustrés à la Fig. 1a et à la Fig. 5a supplémentaire. Cinq coupons de chaque composition ont été imprimés.

Les paramètres sélectionnés doivent garantir une fusion rapide et constante de haute qualité (pratiquement exempte de défauts de manque de fusion et de pores en trou de serrure) et aboutir à des lamelles α – β fines et courtes grâce à la décomposition de la phase α′-martensite après solidification. La densité d'énergie laser Ed (J mm−2) pour obtenir un DED de haute qualité de Ti–6Al–4V sur un substrat en alliage Ti–6Al–4V a été systématiquement étudiée dans la gamme 16,6–36 J mm−2 avec une grande taille de spot laser (2 mm)40, dans laquelle \({E}_{{\rm{d}}}=\frac{P}{dv}\) (P puissance laser, d site de spot laser, v vitesse de balayage laser). L'utilisation de valeurs élevées de Ed n'était pas recommandée40. Ceci est cohérent avec nos expériences d'utilisation du système TRUMPF pour le DED de poudre métallique laser de Ti–6Al–4V sur des substrats Ti–6Al–4V avec une taille de spot laser similaire (plage optimale de Ed = 25–35 J mm−2 ; taille du spot laser : 1,5 mm).

La taille du point a été choisie pour être de 1,5 mm afin d'assurer un bain de fusion suffisamment grand (≥1,0 mm3), ce qui est important pour (1) améliorer l'homogénéité chimique lorsque des poudres mélangées sont utilisées, (2) l'uniformité de la hauteur de la couche et (3) obtenir un profil thermique plus stable dans la construction. Une large gamme de vitesses de numérisation (200–2 000 mm min−1) est disponible. Cependant, avec Ed = 25–35 J mm−2, notre expérience avec le système TRUMPF est que, pour une fusion de haute qualité avec les couches préalablement solidifiées, le temps de séjour du point laser d/v doit être de 0,1–0,15 s. Cela conduit à la sélection de v = 600–800 mm min−1 et, par conséquent, la puissance laser de 500 W pour l'Ed attendu.

L'épaisseur de couche de 200 μm et le débit de poudre de 1,7 g min-1 ont été déterminés ensemble par diverses études expérimentales précédentes pour obtenir (1) un cordon de soudure cohérent avec un rapport d'aspect de 3–4 à 1, (2) une construction de haute qualité qui est essentiellement exempte de défauts de manque de fusion (par la caractérisation de la surface de fracture, assistée par une analyse par tomographie micro-informatique) et (3) une microstructure cohérente.

Avec les paramètres sélectionnés ci-dessus, le module DED de Simufact Welding a prédit un bain de fusion semi-ellipsoïdal d'un volume de 1,08 mm3 (grand axe : 2,3 mm ; petit axe : 1,5 mm ; profondeur : 0,6 mm ; voir la note complémentaire 2), dans lequel la température de liquidus de notre alliage Ti–0,35O–3Fe conçu est d'environ 1 659 °C.

L'espacement de balayage a été sélectionné à 1,05 mm sur la base de la largeur du bain de fusion simulé de 1,5 mm pour assurer un chevauchement linéaire de 70 % pour une fusion suffisante entre deux pistes attenantes, une pratique standard pour obtenir une couche et une hauteur uniformes pendant la construction (un chevauchement de 30 % minimum a été couramment utilisé).

Le temps d'intervalle de couche à couche (τ) peut varier sur une large plage. Une plage pratique va de 0 s à pas plus de 120 s. La modification de τ peut modifier considérablement la vitesse de refroidissement et l'ensemble de l'historique thermique de la construction, modifiant ainsi la microstructure. L'intervalle de couche par défaut utilisé dans ce travail était de 15 s, mais nous avons étudié toute la plage de 0 à 120 s.

Ces paramètres préliminaires sélectionnés ont ensuite été soumis à des simulations systématiques à l'aide de Simufact Welding pour répondre aux deux critères suivants afin d'obtenir des lamelles α–β par décomposition de l'α′-martensite : (1) une vitesse de refroidissement appropriée (≥ 400 °C s−1) lorsque la phase β de chaque couche solidifiée est refroidie à partir de la région de phase β unique pour la formation de α′ et (2) une fenêtre de température stabilisée appropriée à travers chaque couche (≥ 480 °C, de préférence 600–750 °C) (à l'exclusion des dernières couches) pour permettre α′ → α–β.

Si les paramètres sélectionnés ne satisfont pas ces deux critères, une resélection par simulation est nécessaire jusqu'à ce qu'ils le soient. Le tableau supplémentaire 3 résume la vitesse de refroidissement moyenne prévue à trois points sélectionnés de la construction avant d'atteindre 800 ° C (la température de départ présumée de la martensite, Ms), avec une vitesse de balayage allant de 200 à 1 200 mm min-1 et l'intervalle de couche allant de 0 à 120 s. Ils satisfont tous aux conditions de refroidissement requises.

La figure 1c montre l'évolution de la température moyenne au centre de la couche 1 de l'ensemble des 24 couches de dépôt suivantes. La température moyenne au point central a été calculée sur le temps de balayage pour chaque couche suivante (par exemple, 35,85 s à 600 mm min-1 pour chaque couche impaire) plus le temps d'intervalle de couche (par exemple, 15 s). La stabilisation se produit à partir de la 8ème ou 9ème couche de dépôt.

La décomposition de α′ commence à se produire à 400 °C (un long maintien est nécessaire)41 mais la décomposition complète de α′ nécessite une exposition isotherme à 800 °C pendant 2 h ou plus41,42. Cependant, l'effet des impulsions thermiques (Fig. 1b et Fig. 3 supplémentaire) introduites pendant le DED peut considérablement accélérer le processus de décomposition25.

D'autre part, la microstructure pourrait risquer un grossissement sévère à ≥ 800 ° C, alors qu'en dessous de 480 ° C (la température minimale de relaxation des contraintes), la décomposition de α 'peut ne pas être complète. De plus, la température stabilisée augmente avec l'augmentation de la hauteur de construction (Fig. 4 supplémentaire), ce qui signifie que la température stabilisée de la première couche ne doit pas être trop élevée. Sur la base de ces considérations, nous choisissons 480–800 ° C sur la figure 1c (la zone verte) comme limites d'histoire thermique requises ou fenêtre de traitement. La température stabilisée augmente avec la réduction du temps d'intervalle de couche ou de la vitesse de balayage ou avec l'augmentation de la hauteur de construction.

La vitesse de balayage (600–800 mm min−1) et le temps d'intervalle de couche (0–120 s) ont ensuite été modifiés à l'intérieur et à l'extérieur de la fenêtre de traitement basée sur la simulation pour étudier les microstructures et les propriétés de traction résultantes de nos alliages Ti–(0,15–0,70)O–3Fe.

Chaque bain de fusion produit dans le processus de dépôt de ce travail (environ 1 mm3) nécessite la fusion d'environ 6 250 particules de poudre de Ti utilisées dans cette étude (Dv50 = 69,09 μm). Cela permet d'atténuer le problème d'inhomogénéité chimique résultant de l'utilisation de poudres mélangées. De plus, étant donné que la profondeur du bain de fusion (0,6 mm) est trois fois supérieure à l'épaisseur de chaque couche solidifiée (0,2 mm) et qu'il existe également un chevauchement de 70 % entre chacune des deux pistes attenantes, une refusion substantielle se produit dans chaque bain de fusion solidifié. Cela facilite encore l'homogénéité chimique. L'analyse de la composition et l'examen de la microstructure de différents lots de coupons tels que fabriqués ont confirmé une bonne homogénéité chimique globale (voir la note complémentaire 2).

Des coupons bruts de coulée de l'alliage Ti – 0,33 O – 3,11 Fe ont été préparés à l'aide d'un fondeur à arc sous vide équipé d'un dispositif de coulée par aspiration (Physcience Opto-electronics Co., Ltd., modèle de type WK-II). Le foyer en cuivre (Cu) refroidi à l'eau dans la chambre de fusion comporte cinq cavités hémisphériques (nettoyées avant utilisation). La poudre de TiO2 a été placée au fond d'une cavité, suivie des pépites CP-Ti et Fe correctement nettoyées pour éviter les éclaboussures de poudre lors de la fusion à l'arc. De plus, des pépites de CP-Ti séparées ont été placées dans une autre cavité comme piège à oxygène. Le four a d'abord été évacué à 5 × 10−3 Pa, puis purgé avec de l'argon à 0,5 Pa. Les processus de vide et de purge ont été répétés trois fois pour garantir une chambre à faible niveau d'oxygène.

Les pépites de CP-Ti de piégeage ont d'abord été fondues trois fois pour piéger l'oxygène. Ensuite, la charge d'alliage (45 à 55 g) a été fondue et refondue huit fois au total. Le lingot de bouton d'alliage a été retourné après chaque fusion pour homogénéisation chimique. Ensuite, il a été déplacé vers la cavité centrale du foyer en Cu refroidi à l'eau à l'aide d'une petite pelle dans la chambre. L'alliage a été refondu et maintenu à l'état fondu pendant 30 s. Le dispositif de coulée par aspiration (un moule en Cu refroidi à l'eau) était relié à la chambre de fusion. Après refusion, une différence de pression d'air a été introduite entre les parties supérieure et inférieure de l'installation en ouvrant la vanne d'évaporation d'air reliée à la cavité du moule en Cu. L'alliage fondu a ensuite été aspiré à l'air et solidifié dans une cavité de moule en Cu refroidie à l'eau (longueur : 120 mm, largeur : 12 mm, épaisseur : 5 mm). Cinq coupons ont été fabriqués selon le même processus.

L'EBSD a été réalisée sur un système de microscope électronique à balayage (SEM) JEOL JSM-7200F avec un système d'imagerie Oxford Instruments AZtecHKL, fonctionnant à 20 kV. Chaque échantillon a été incliné à 70° et la taille de pas utilisée était de 500 nm. Les données EBSD ont été analysées à l'aide du logiciel Channel 5. Des analyses de microstructure et de surface de fracture ont été effectuées à l'aide d'un SEM (FEI Verios 460L) en mode électron secondaire ou électron rétrodiffusé. Nous avons effectué une analyse d'image quantitative à l'aide du package Image-Pro Plus pour la mesure de la largeur des lattes α et des aires des phases α et β pour la fraction volumique de β. Les observations STEM ont été réalisées à l'aide d'un microscope à double correction Thémis Z fonctionnant à 300 kV équipé d'un détecteur FEI DF4 pour l'imagerie DPC et iDPC.

La caractérisation APT a été réalisée à l'aide d'une sonde atomique à électrode locale CAMECA assistée par laser 4000X Si. Les spécimens en forme d'aiguille ont été préparés par la méthode de levage et broyés annuellement dans un Ga FIB-SEM traditionnel (Zeiss Auriga) et un plasma FIB-SEM (Helios G4). Les échantillons ont été analysés en mode laser avec une température d'échantillon de 50 K, une énergie laser de 50 pJ et une fréquence d'impulsion de 200 kHz. La version 3.8.4 du logiciel de visualisation et d'analyse a été utilisée pour la reconstruction 3D et l'analyse des données. Les valeurs par défaut d'efficacité du détecteur (0,57), ICF (1,65) et kf (3,30) ont été utilisées. Les barres d'erreur affichées dans les profils de concentration 1D ont été calculées comme E = (Ci(1 - Ci)/N)1/2, dans lequel Ci = Ni/N, Ni représente le nombre d'ions/atomes de soluté i et N représente le nombre total de coups avec la poubelle donnée. La taille du bac est de 0,2 nm.

Les compositions chimiques (tableau de données étendu 1) des échantillons de Ti tels que construits ont été déterminées par spectroscopie d'émission atomique à plasma à couplage inductif et spectrométrie de masse à décharge luminescente.

Des coupons rectangulaires fabriqués par DED (Fig. 1a) et bruts de coulée ont été usinés en éprouvettes de traction en forme d'os de chien avec des dimensions de jauge de 12 × 3 × 2 mm3 (conformément à la norme australienne AS 1391-2007). Chaque éprouvette de traction a été extraite des neuf couches médianes dans le sens de la longueur du coupon rectangulaire. La Fig. 5 supplémentaire montre un ensemble de dix coupons tels que fabriqués et l'extraction schématique de chaque échantillon de traction. Cela permet de garantir que chaque lot d'éprouvettes de traction présente des microstructures cohérentes pour une répétabilité élevée. Comme le montre la Fig. 4 supplémentaire, dans la fenêtre de traitement sélectionnée (la zone verte), la stabilisation de la température moyenne se produit à partir de la 8ème ou 9ème couche de dépôt. Bien que la température moyenne augmente avec l'augmentation de la hauteur de construction, l'augmentation sur huit couches après la couche 9 est limitée à environ 30 ° C (négligeable pour l'évolution microstructurale). L'examen microstructural de différents lots d'éprouvettes de traction le long de la hauteur de construction a confirmé des microstructures cohérentes (voir la note complémentaire 2).

Tous les spécimens de traction ont été testés uniaxialement à température ambiante avec une vitesse de déformation initiale de 1 × 10−3 s−1 à l'aide d'une installation d'essai universelle MTS (MTS 810, 100 kN) équipée d'un extensomètre laser sans contact.

La note complémentaire 7 a brièvement analysé le problème de répétabilité des courbes contrainte-déformation produites dans ce travail (Extended Data Fig. 2) conformément à la norme ASTM E8 / E8M-21 («Standard Test Methods for Tension Testing of Metallic Materials»). Les données de traction produites dans ce travail répondent aux exigences de répétabilité attendues.

Le logiciel Pandat et la base de données PanTi2021 développée par CompuTherm43 ont été utilisés pour calculer la fraction volumique à l'équilibre de la phase β et la répartition à l'équilibre des atomes O et Fe entre la phase α et la phase β. L'utilisation de la méthode CALPHAD dans ce travail a été limitée à l'étape de maintien isotherme approximative, c'est-à-dire à l'une des températures stabilisées prévues (telles que 650 ° C) sur la figure 1c. Les prédictions ont été utilisées pour aider à comprendre l'évolution microstructurale au cours de cette phase de maintien isotherme. Il n'a pas été utilisé pour prédire le processus de refroidissement loin de l'équilibre. Le temps de maintien isotherme à chaque température stabilisée prévue peut atteindre environ 14 min dans chaque construction. Il est calculé de la manière suivante : le temps de dépôt pour chaque couche impaire (par exemple, 35,85 s à 600 mm min-1) + le temps de dépôt pour chaque couche paire (par exemple, 37,71 s à 600 mm min-1) + chaque temps d'intervalle couche à couche (15 s). Par conséquent, il s'agit d'une approximation isotherme, bien que le processus de dépôt soit un processus loin de l'équilibre.

Les calculs DFT ont été effectués à l'aide de l'approximation de gradient généralisée44 et de la méthode d'onde augmentée par projecteur mise en œuvre dans le code VASP45. L'énergie de coupure pour les ensembles de base d'ondes planes était de 500 eV. Les points k de Monkhorst-Pack ont été maillés par 6 × 6 × 6, 8 × 8 × 8 et 6 × 6 × 1 pour les modèles en vrac à 96 atomes (et 128 atomes), à 54 atomes et le modèle d'interface, respectivement. Pour tous les systèmes, la relaxation atomique était autorisée jusqu'à ce que les forces soient inférieures à 0,01 eV Å−1.

Pour construire un modèle d'interface α/β (HCP/BCC), nous avons d'abord construit deux modèles de dalles de surface. Pour cette interface spécifique, les constantes de réseau dans le plan de la dalle de surface BCC (\(\bar{1}1\bar{2}\)) sont a = 4,6000 Å et b = 5,7260 Å, tandis que les valeurs correspondantes pour la dalle de surface HCP (\(\bar{1}100\)) sont a = 4,6250 Å et b = 2,9236 Å. Les valeurs a sont très similaires mais la valeur BCC b est environ le double de la valeur HCP b. Par conséquent, nous avons construit une structure d'interface 1 × 1 BCC à dix couches dans le plan (\(\bar{1}1\bar{2}\))/1 × 2 HCP à dix couches dans le plan (\(\bar{1}100\)) (Fig. 4a, dix couches de chaque côté) pour simuler une interface α/β.

Toutes les données de base générées et analysées pour cette étude se trouvent dans cet article, son fichier d'informations supplémentaires, qui contient 20 figures supplémentaires et 8 tableaux supplémentaires, et les fichiers de tableur de données sources fournis (Fig. 1b, c, Fig. 4, Données étendues Fig. 5, Fig. 4 supplémentaire et Tableau supplémentaire 8). D'autres données sources (> 40 Go) menant à ces données de base sont disponibles auprès des auteurs correspondants sans aucune restriction.

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Nous tenons à remercier l'Australian Research Council (DP180103205, DP220103407, DP200100940, DP200102666, DP190102243 et IC180100005), le programme Australia-US Multidisciplinary University Research Initiative soutenu par le gouvernement australien par l'intermédiaire du ministère de la Défense dans le cadre du Next Generation Technologies Fund, le Research Committee of The Hong Kong Polytechnic University (PolyU ) (code de projet : CD4F et UAMT), PolyU Research and Innovation Office (code de projet : BBR5 et BBX2) et le soutien financier pour les State Key Laboratories à Hong Kong de la part de la Commission de l'innovation et de la technologie du gouvernement de la région administrative spéciale de Hong Kong, Chine. Nous remercions le RMIT Advanced Manufacturing Precinct (AMP), le RMIT Microscopy & Microanalysis Facility (en particulier M. Field) et le Sydney Microscopy & Microanalysis de l'Université de Sydney, qui est un nœud de Microscopy Australia, pour leurs installations. Nous remercions les autres membres de l'équipe pour leurs contributions, notamment S. Luo pour les discussions sur l'ajout d'oxygène au titane, A. Jones pour l'impression des échantillons de la Fig. 15 supplémentaire (assisté de Z. Wu) et de la Fig. les échantillons bruts de coulée. TS remercie A. Jones de l'avoir formée sur le système TRUMPF TruLaser Cell 7020. Nos calculs DFT ont été pris en charge par la National Computational Infrastructure (NCI), avec l'aide d'experts de l'équipe Sydney Informatics Hub de l'Université de Sydney. Microscopy Australia et le NCI sont soutenus par le National Collaborative Research Infrastructure Scheme du gouvernement australien.

Ces auteurs ont contribué à parts égales : Tingting Song, Zibin Chen

Centre de fabrication additive, École d'ingénierie, Université RMIT, Melbourne, Victoria, Australie

Tingting Song, Shenglu Lu, Milan Brandt et Ma Qian

École d'ingénierie aérospatiale, mécanique et mécatronique, Université de Sydney, Sydney, Nouvelle-Galles du Sud, Australie

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

Centre australien de microscopie et de microanalyse, Université de Sydney, Sydney, Nouvelle-Galles du Sud, Australie

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

Institut de recherche pour la fabrication avancée, Département de génie industriel et des systèmes, Université polytechnique de Hong Kong, Hong Kong, Chine

Zibin Chen, Bailiang Qin et Kang Cheung Chan

State Key Laboratory of Ultra-precision Machining Technology, Department of Industrial and Systems Engineering, The Hong Kong Polytechnic University, Hong Kong, Chine

Zibin Chen et Kang Cheung Chan

Hexagon Manufacturing Intelligence, Doncaster, Victoria, Australie

Tony Dong

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MQ et TS ont conçu les alliages expérimentaux. TD et TS ont effectué des simulations. TS, MQ et MB ont conçu le processus AM. TS a imprimé les échantillons et effectué la caractérisation essentielle, l'analyse des données et la compilation. ZC, XL et SPR ont dirigé la caractérisation à l'échelle atomique, les analyses de données, les calculs DFT et ont proposé les mécanismes de renforcement. ZC a mené des expériences et des analyses de microscopie électronique. XC a effectué des calculs DFT. HC a mené des expériences APT. SL a effectué des analyses EBSD. MQ et SL ont analysé les comportements de rupture. HW a participé à des expériences de microscopie électronique et à des analyses EBSD. BQ et KCC ont fabriqué des échantillons de lingots. MQ, MB, SPR, XL et ZC ont obtenu du financement. MQ et TS ont mené la réponse aux critiques. Tous les auteurs ont examiné de manière critique les résultats et édité le manuscrit rédigé par les auteurs correspondants.

Correspondance à Simon P. Ringer ou Ma Qian.

Les auteurs ne déclarent aucun intérêt concurrent.

Nature remercie Marco Simonelli et le(s) autre(s) relecteur(s) anonyme(s) pour leur contribution à la relecture par les pairs de ce travail. Les rapports des pairs examinateurs sont disponibles.

Note de l'éditeur Springer Nature reste neutre en ce qui concerne les revendications juridictionnelles dans les cartes publiées et les affiliations institutionnelles.

a, Un aperçu de la microstructure comprenant des lamelles α – β et des taches β. b, une vue rapprochée d'une tache β sélectionnée. c, cartographie par spectrométrie à dispersion d'énergie (EDS) de Fe dans b pour confirmer la tache β enrichie en Fe. d, Une phase β-fleck sélectionnée pour l'analyse par balayage linéaire EDS. La porosité brute de coulée est également indiquée. e, le balayage de ligne EDS confirme en outre la teneur élevée en Fe dans la tache β illustrée en d. f, Une image électronique rétrodiffusée montrant les lamelles α – β dans cet alliage brut de coulée.

a, Modification de la composition de l'alliage mais pas des conditions DED (vitesse de balayage : 800 mm min-1, intervalle de couche : 15 s). b, Études de contrôle pour faire varier la microstructure en modifiant les conditions DED mais pas la composition de l'alliage (Ti–0,35O–3Fe). c, Ti–0,35O–3Fe (de par sa conception) fabriqué par moulage en moule de cuivre refroidi à l'eau dans le cadre des études de contrôle.

a–e Par DED avec des vitesses de balayage et des temps d'intervalle de couche différents. f, Par coulée en moule de cuivre refroidi à l'eau (voir Méthodes).

a, Distribution de Ti, O et Fe dans une région de phase α–β dans l'alliage Ti–0.14O–3.23Fe fabriqué par DED (800 mm min−1, 15 s). La phase bleue enrichie en Fe est la phase β, tandis que la phase environnante appauvrie en Fe est la phase α. Les seuils de la surface d'isocomposition pour O et Fe sont respectivement de 3 at% et 15 at%. La barre cylindrique violette représente la plage de 45 nm de long pour les profils APT indiqués dans la colonne de droite, tandis que la flèche représente la direction. La phase β enrichie en Fe ne contient pas d'O détectable par APT. b, c, distribution de Ti, Al, V, Fe et O dans une région α–β dans un alliage Ti–6Al–4V–0,22O–0,20Fe fabriqué par DED (800 mm min−1, 15 s). Les deux plans noirs en forme de fissures sont des surfaces d'isoconcentration de 10 at% V, représentant les limites de phase α – β. La flèche verticale vers le bas en b indique la direction de la plage de 25 nm de long pour les profils APT illustrés en c. La région enrichie en Fe et enrichie en V (entre les deux plans noirs en forme de fissure) est la phase β, qui se situe entre deux phases α. Reportez-vous au tableau supplémentaire 4 pour les résultats quantitatifs.

Plus de 105 variants α ont été analysés dans chaque alliage à l'aide de l'EBSD. Lorsque l'on considère uniquement les lamelles de variante α attenantes (c'est-à-dire en supprimant la latte de phase β intermédiaire), la désorientation \([11\bar{2}0]\)/60° est répandue dans les alliages Ti–O–Fe, tandis que la désorientation \([\bar{10}55\bar{3}]\)/63,26°) est répandue dans le Ti–6Al–4V–0,22O–0,2 Alliage 0Fe. Les alliages a–d et f ont été fabriqués avec les mêmes conditions DED (800 mm min−1, 15 s), tandis que l'alliage e a été fabriqué avec un intervalle de couche zéro, c'est-à-dire 800 mm min−1, 0 s. Les autres conditions sont restées inchangées (tableau de données étendu 2).

Données source

La zone sélectionnée est proche de la surface de rupture en traction. a,b,d,e, images en fond clair, dans lesquelles b et e sont des vues rapprochées. c,f, image en fond noir. Les dislocations sont mieux visibles en c et f. Comme prévu, des dislocations profondes ont été observées dans la phase β, qui est pratiquement exempte d'O, alors que des dislocations ont également été observées dans la phase α, qui était pratiquement exempte de Fe.

La zone sélectionnée est proche de la surface de rupture en traction. a,b,d,e, images en fond clair, dans lesquelles b et e sont des vues rapprochées. c,f, image en fond noir. Les dislocations sont mieux visibles en c et f. Comme prévu, plus de dislocations ont été observées dans la phase β, qui est pratiquement exempte d'O, alors que peu de dislocations ont été observées dans la phase α en raison de sa teneur élevée en O.

Les propriétés de traction de chaque alliage sont répertoriées dans le tableau de données étendu 1.

Ce fichier contient des figures supplémentaires. 1 à 20, tableaux supplémentaires 1 à 8, notes supplémentaires 1 à 7 et références supplémentaires.

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Réimpressions et autorisations

Song, T., Chen, Z., Cui, X. et al. Alliages titane-oxygène-fer résistants et ductiles par fabrication additive. Nature 618, 63–68 (2023). https://doi.org/10.1038/s41586-023-05952-6

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Reçu : 08 novembre 2021

Accepté : 14 mars 2023

Publié: 31 mai 2023

Date d'émission : 01 juin 2023

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

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