Reporte SLM Ti6Al4V: Transformación de Fase y Esfuerzos Residuales

T9 Reporte – Efecto de la transformación de fase en estado sólido sobre los esfuerzos
residuales en la fusión selectiva por láser de Ti6Al4V
Rodrigo Adán Molina Martínez
Viktor Hayden Chev Ghassemi
José Damián Velázquez Martínez
Instituto Tecnológico de Saltillo
1029 - Transiciones de Fases (16:00 - 17:00)
Dra. Massiel Cristina Cisneros Morales
10 de abril de 2025
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1. Introducción
El presente trabajo tiene como objetivo analizar el efecto de la transformación de fase
en estado sólido sobre los esfuerzos residuales generados durante el proceso de manufactura
aditiva por fusión selectiva por láser (SLM) en la aleación de titanio Ti-6Al-4V. Esta aleación
es ampliamente utilizada en la industria aeroespacial y biomédica debido a su excelente
combinación de propiedades mecánicas y resistencia a la corrosión, lo cual hace indispensable
entender a profundidad los fenómenos termo-metalúrgicos que afectan su comportamiento
final tras el proceso de fabricación. A lo largo del reporte, se integran conceptos de
termodinámica de transiciones de fase, modelado numérico mediante elementos finitos, y
validación experimental, con el fin de proporcionar un análisis detallado y riguroso sobre la
influencia de las transformaciones en estado sólido en la distribución de esfuerzos residuales.
2. Marco Teórico
2.1 Fusión Selectiva por Láser (SLM)
Al hablar de fusión selectiva por láser, nos referimos a un conjunto de métodos de
manufactura aditiva basados en el uso de modelos 3D para fabricar piezas de geometrías
complejas. Actualmente este proceso ha sido popularizado como “Impresión 3D”, y su
funcionamiento se basa en seccionar un modelo CAD 3D en una serie de capas bidimensionales
que, cuando se apilan, forman el modelo 3D inicial. Esta información de capas 2D es entonces
utilizada en alguno de los distintos métodos de SLM para fabricar piezas tridimensionales.
Además, se trata de un proceso que ha sido desarrollado y mejorado con el tiempo para fabricar
piezas complejas que no requieran un proceso subsecuente de acabado, o bien, que este proceso
sea insignificante; lo cual se ha logrado mediante el uso de fuentes de calor de alta energía
(láser, rayo de electrones o descargas de arco eléctrico) para fundir con precisión el material, y
utilizando materias primas en forma de polvos finos (diámetros de partícula de entre 10-45 µm).
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Los métodos de SLM pueden aplicarse tanto para polímeros como para metales, sin embargo,
debe resaltarse que las piezas fabricadas con polvos metálicos pueden alcanzar una densidad
muy cercana al 100% de la densidad teórica del metal.
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En las imágenes se ilustra el proceso de fusión selectiva por láser para piezas metálicas. Primero,
el polvo metálico se funde rápidamente bajo la acción del láser, formando un charco localizado
de metal fundido justo por debajo del punto en el que incide el láser. Después, la parte fundida
se enfría conforme el láser se aleja, formando una capa sólida que crece conforme el láser se
mueve, hasta formar la primera capa de la pieza. Finalmente, se alimenta más polvo metálico
sobre la capa sólida, y se repite el proceso para formar la segunda capa por encima de la primera,
en el cual el calor generado llega a fundir la parte superior de la primera capa, asegurando así
que ambas capas se unan, formando una pieza completamente sólida.
Así, este proceso se repite continuamente hasta haber formado la pieza final [1].
2.2 Aleación de titanio de grado 5: Ti-6Al-4V
Se trata de una aleación 𝛼 + 𝛽, una aleación cuya composición permite soportar una
mezcla de fases α y β, y que pueden contener entre 10 y 50% de la fase β a temperatura ambiente.
Esta aleación se caracteriza por su excelente resistencia a la corrosión, su resistencia mecánica
(mayor que la del titanio puro) y por su facilidad tanto para fabricarla como para soldarla.
En composición química, contiene un 6% de aluminio y un 4% de vanadio, los cuales actúan
como agentes estabilizadores tanto para la fase α como para la fase β: el aluminio estabiliza a
la fase α aumentando la estabilidad de la estructura HCP del titanio al reducir el tamaño de su
celda unitaria y al reforzarla por solución sólida; por otro lado, el vanadio estabiliza a la fase β
promoviendo la aparición de la fase BCC al disminuir la temperatura de transición de 𝛼 → 𝛽
[2][3].
Al ser una aleación de titanio, suele tener un precio elevado debido al alto costo de obtención
del titanio, por lo que su uso se ha limitado a aplicaciones específicas como equipamiento
militar, componentes de aeronaves, sujetadores aeroespaciales y aplicaciones marinas [3].
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2.2.1 Propiedades de la aleación Ti-6Al-4V
Dadas su microestructura bifásica, la aleación Ti-6Al-4V posee un buen equilibrio entre
propiedades mecánicas de resistencia, tenacidad, ductilidad, además de una excelente
resistencia a la corrosión. A continuación, se muestra un resumen general de la aportación de
la microestructura y los elementos aleantes a las propiedades de la aleación.
Al agregar aluminio, éste actúa forzando a las celdas HCP de la fase α a reducir su tamaño,
aumentando su estabilidad térmica al aumentar la temperatura a la cual debe calentarse dicha
fase para transformarse en la fase β. Además, mediante difusión sustitucional, los átomos de
Al se disuelven dentro de la matriz de Ti, generando distorsiones en la red cristalina y
dificultando el movimiento de las dislocaciones, provocando así un aumento en la resistencia
mecánica del material.
Por otro lado, al adicionar vanadio a la aleación, éste tiende a disminuir la temperatura a la cual
ocurre la transformación 𝛼 → 𝛽, permitiendo que la fase β permanezca estable dentro de un
rango más amplio de temperaturas (dentro del cual se encuentra la temperatura ambiente). La
fase β presenta una estructura BCC que es más dúctil que la fase α (HCP), ya que cuenta con
más planos y sistemas de deslizamiento; por ende, la permanencia de la fase β a temperatura
ambiente le permite a la aleación mejorar su ductilidad y trabajabilidad, al ser esta fase una
más blanda y maleable [2][3].
Además de la combinación de propiedades mecánicas que hacen de esta aleación muy versátil
en aplicaciones, también debe destacarse su elevada resistencia a la corrosión, la cual se
atribuye a la formación de una capa de óxido de titanio en su superficie, que actúa como una
barrera efectiva que evita la interacción entre el metal y el ambiente que lo rodea. Esta capa de
TiO2 suele repararse por sí sola, por lo que, si llegase a dañarse, el titanio reacciona rápidamente
para volver a formar una capa sólida. Debido a ello, el titanio y sus aleaciones suelen ser
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inmunes a la corrosión incluso en ambientes hostiles como el agua marina o el aqua regia, esto
gracias a la naturaleza inerte de la capa superficial de TiO2 [4][5].
3. Modelización e Implementación numérica [2]
3.1 Análisis de transiciones de fases del Ti6Al4V
La fase α, al calentarse, se transformará en la fase β al llegar a una temperatura
determinada, la cual varía en función de la velocidad de calentamiento. Así, cuando la
temperatura es mayor a la mencionada, la fase α desaparece y sólo existirá la fase β; esto suele
ocurrir a aproximadamente 970°C para la aleación Ti-6Al-4V, y a la temperatura a la cual
ocurre la transformación se le ha llamado temperatura de transición β.
Se sabe que la morfología final de la microestructura de la aleación variará dependiendo de la
tasa de enfriamiento a la cual ocurra la solidificación del material, mostrando tres principales
morfologías:

Microestructura totalmente martensítica (tasa de enfriamiento mayor a 410°C/s)
(Transformación adifusional)

Microestructura de fase α masiva (tasa de enfriamiento entre 410 y 20°C/s)
(Transformación adifusional)

Microestructura α widmanstatten (tasa de enfriamiento menor a 20°C/s)
(Transformación difusional)
Sin embargo, la tasa de enfriamiento en el proceso SLM para la aleación Ti-6Al-4V
excede los 4500°C/s, por lo que la microestructura obtenida de este tipo de piezas es de
martensita α’ acicular; por otro lado, dado que el espesor de una sola capa formada por SLM
es de apenas unas decenas de micras, y que suelen necesitarse cientos de capas para fabricar
una pieza completa, la fase martensita α’ acicular suele descomponerse en fases α + β debido
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a un mecanismo de difusión atómica de alta temperatura que permite que los aleantes se
redistribuyan a lo largo de todo el material.
Así pues, la descomposición de la fase martensita α’ acicular es la única transformación
controlada por difusión que ocurre, por lo que puede establecerse la cinética de esta reacción
mediante la ecuación JMA:
𝑝 = 1 − exp⁡(−𝑘𝑡𝑖𝑛 )
3.2 Estudio de convergencia de malla
Se utiliza un modelo termo-metalúrgico-mecánico 3D EF acoplado a fin de estudiar la
influencia de las transformaciones de fase en estado sólido durante el proceso SLM para la
aleación Ti-6Al-4V, ya que resulta prácticamente imposible apreciar directamente la relación
entre la transformación de fase en estado sólido y los esfuerzos residuales bajo las condiciones
experimentales de velocidades de calentamiento y de enfriamiento extremas que se presentan
durante el proceso SLM.
Y debido al uso de modelos 3D de elementos finitos, debe considerarse para los resultados
obtenidos por simulación el tamaño de la malla del modelo, por lo que fueron utilizados cuatro
modelos de dimensiones (2x1x0.5) mm, cada uno con diferentes tamaños de malla: D, D/2,
D/4 y D/6, donde D es el diámetro de la fuente de calor (láser), equivalente a 100 µm.
Finalmente, los modelos 3D EF se utilizaron para producir simulaciones del proceso SLM, a
partir de las cuales poder estudiar el efecto de la transformación en estado sólido mediante el
análisis de factores como la distribución de temperaturas y la distribución de esfuerzos a lo
largo del material.
Para el análisis de acoplamiento termo-mecánico, se encontró que la finura de la malla afecta
directamente a la temperatura máxima alcanzada y a la distribución de temperaturas, que a su
vez afecta a la distribución de esfuerzos; en general, mientras más fina es la malla, más precisos
son los resultados calculados.
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Fig. 1. Resultados de la simulación para modelos de distintos tamaños de elementos:
(a) distribución de temperaturas, (b) distribución de esfuerzos.
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En la figura 1 se muestra la influencia de la finura de los elementos sobre la distribución de
esfuerzos y de temperaturas. En la figura 1(a) puede apreciarse que, en el modelo de elementos
de tamaño D, el charco de metal fundido parece ser mucho más angosto y largo, mientras que
para los otros tres modelos el charco se mantiene muy similar en forma y tamaño. Por otro lado,
puede verse en la figura 1(b) que, también en el modelo de elementos de tamaño D, la
distribución de esfuerzos muestra bastante discrepancia en comparación a los otros tres
modelos. Estas discrepancias suelen atribuirse a la mayor falta de puntos para la interpolación
cuanto mayor es el tamaño de malla.
Fig. 2. Distribución de temperaturas (a) y distribución de esfuerzos (b) a lo largo de la ruta
seguida por la fuente de calor y el tiempo de resolución de cada modelo (c).
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Ahora bien, en la figura 2 se muestra la distribución de temperaturas, la distribución de
esfuerzos, y el tiempo necesario para resolver la simulación, para cada uno de los 4 modelos.
De estos resultados se ha encontrado que, cuando el tamaño de malla es equivalente al diámetro
de la fuente de calor (D), los resultados de las distribuciones de temperatura y de esfuerzos
muestran grandes disminuciones en sus puntos máximos, a comparación de los otros tres
modelos. Así, la temperatura máxima alcanzada por el primer modelo (tamaño de malla D) es
600°C más baja que en los otros modelos, mientras que el intervalo entre esfuerzos máximos
muestra ser mucho más corto que para los otros tres casos.
Sin embargo, también debe considerarse que, cuanto más fino es el tamaño de la malla, el
tiempo para resolver la simulación aumenta de forma casi exponencial, por lo que, para
eficientizar el proceso, debe elegirse ya sea la malla de tamaño D/2 o la de tamaño D/4.
Fig. 3. Comparación de la geometría calculada del baño de fusión (a) y de la
zona afectada por el calor (b) con datos experimentales.
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La figura 3(a) muestra la sección transversal predicha para la superficie isométrica del charco
de metal fundido en comparación con el experimento realizado; la forma predicha por la
simulación es marcada con una línea roja, y puede apreciarse que muestra una buena
concordancia con los resultados experimentales. Por otro lado, la figura 3(b) muestra una
comparación entre la zona afectada por el calor en la simulación y en el experimento realizado;
se incluye una escala de color que representa el contenido de fase β en la zona, y puede
apreciarse que la forma predicha por la simulación está en total concordancia con el resultado
experimental.
3.3 Modelo EF y casos de simulación
Fig. 4. Malla de elementos finitos (EF) usada para la simulación del
acoplamiento termo-mecánico-metalúrgico.
En la figura 4 se muestra el modelo de elementos finitos utilizado para la simulación
termo-mecánica-metalúrgica. Cada capa de polvo metálico tiene un espesor de 0.18mm, y el
modelo consta de 6 capas en total. Este modelo incluye también la región de deposición en la
que se llevará a cabo el proceso SLM y, a fin de obtener resultados más fiables, la malla en
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dicha zona se configuró con el tamaño de elementos más fino, y se agranda conforme se aleja
de la zona de deposición, siendo que el elemento de mayor tamaño es de 0.2 mm x 0.2 mm x
0.03 mm.
Tabla 1. Descripción de cada caso
Caso
1: 𝜺𝑻𝒓𝒑
2: No 𝜺𝑻𝒓𝒑
3: 𝜺𝑻𝒓𝒑_𝑸
4: 𝜺𝑻𝒓𝒑_𝜶
Descripción
Considerando la deformación por la transformación de fase en
estado sólido
Ignorando la deformación por la transformación de fase en estado
sólido
Considerando solamente la deformación por la transformación de
fase en estado sólido inducida por la diferencia en el límite elástico
entre la fase madre y la fase transformada
Considerando solamente la deformación por la transformación de
fase en estado sólido inducida por el cambio volumétrico entre la
fase madre y la fase transformada
En la tabla 1 se muestran los cuatro casos simulados utilizando el modelo descrito en la figura
4. Así, el modelo pudo ser validado al comparar los resultados predichos en la simulación 1
con los resultados experimentales. Después, los resultados de la simulación 2 son utilizados
para estudiar el efecto de la transformación en estado sólido sobre los esfuerzos residuales en
el material al compararlos con resultados experimentales.
Además, se sabe que la deformación por la transformación en estado sólido es causada
principalmente por los cambios volumétricos y la diferencia entre los límites elásticos entre la
fase madre y la fase transformada.
4. Desarrollo experimental
Las muestras fabricadas por SLM de Ti-6Al-4V fueron impresas por una máquina SLM280 y
sus dimensiones son: 1.3 mm de ancho, 0.18 mm de espesor y 4.5 mm de largo. El diámetro
del láser utilizado es de 100 µm y el espesor de cada capa fue de 30 µm. En la figura 5 puede
verse que 4 muestras fueron fabricadas, de las cuales la muestra 1 y 2 fueron utilizadas para
medir la medición de esfuerzos residuales, mientras que las muestras 3 y 4 sólo se usaron para
observación metalográfica.
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Fig. 5. Equipo y estrategia para la fusión selectiva por láser de las muestras de
Ti6Al4V (a) y muestras depositadas (b)
Debe mencionarse que el modelo predicho por la simulación no incluye el proceso de
separación de las muestras depositadas del sustrato, lo cual podría conducir a una relajación
significativa de los esfuerzos residuales en las muestras. Por ello, y a fin de que los resultados
experimentales pudieran ser comparables con los resultados de la simulación, las muestras se
mantuvieron en el sustrato una vez terminado el proceso de deposición.
Además, debido al tamaño tan reducido de las muestras (4.5 mm x 1.3 mm x 0.18 mm), resultó
imposible utilizar métodos mecánicos para la medición de los esfuerzos residuales en las
muestras, debido a la incapacidad de los equipos comunes para pruebas mecánicas de manejar
piezas tan pequeñas. Así pues, se decidió utilizar el método de rayos X para medir los esfuerzos
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residuales en las muestras, ya que permite hacerlo con las reducidas dimensiones de estas y
provee resultados bastante precisos.
Fig. 6. Configuración experimental para la medición de los esfuerzos residuales
Como se muestra en la figura 6, los esfuerzos residuales fueron medidos en cuatro puntos
distribuidos en la línea central de la cara superior de las muestras, la cual es paralela a la ruta
que sigue el láser durante el proceso SLM, y se realizaron dos mediciones en cada punto,
tomando el promedio de éstas como el valor de tensión residual final en ese punto.
Finalmente, la microestructura de las muestras fue observada por microscopía electrónica de
barrido.
5. Resultados y discusiones
5.1 Validación y análisis de la transición de fase
La figura 7 muestra la predicción de temperaturas y contenido de fases (contenido de
polvo, contenido de β y líquido, contenido de martensita) para 0.039s, 10.043s y 180s para el
proceso SLM TI6Al4V. Se eligieron estos tiempos ya que, a 0.039 segundos, la primera capa
ya ha sido depositada; a 10.043 segundos, la tercera capa ha sido depositada; y después de 180
segundos, las seis capas que conforman la muestra han sido depositadas y la muestra se ha
enfriado hasta la temperatura ambiente.
Como se ve, cuando el tiempo es de 10.043 segundos o menor, no existe polvo metálico cerca
de la fuente de calor ni en la ruta que sigue la fuente de calor, indicando que todo el polvo en
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dichas zonas ha sido fundido. Además, la temperatura es alta, el contenido de fases β+L en la
capa que se imprime es más amplio, y el contenido de fases β+L es menor en las zonas de baja
temperatura, por lo que el contenido de martensita aumenta conforme la capa se enfría.
Cuando el proceso termina y la pieza se ha enfriado a temperatura ambiente (t = 180s), en la
zona en la que el contenido de polvo metálico de la última capa es 0, no se aprecia la fase β,
por lo que todo el volumen ha sido ocupado por martensita α’.
Fig. 7. Distribución de temperaturas y contenido de fases (contenido de polvo metálico, contenido
de fase β+L, contenido de martensita) calculados a 0.039s, 10.043s y 180s.
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La microestructura obtenida por experimentación se muestra en comparación con los resultados
de la simulación en la figura 8. Puede verse que la microestructura obtenida consta
principalmente de martensita α’ acicular, lo que concuerda con los resultados de la simulación.
Fig. 8. Microestructura predicha en comparación con la obtenida del experimento.
5.2 Validación y análisis de esfuerzos residuales
La figura 9 muestra los valores experimentales y simulados de los esfuerzos residuales
a lo largo de la línea central de las muestras, además, los valores simulados se dividen en los
cuatro casos mencionados en la tabla 1. Los resultados experimentales muestran que los
esfuerzos residuales son de tensión, sin importar si se miden en dirección longitudinal o
transversal, y que los esfuerzos longitudinales son aproximadamente el doble de los esfuerzos
transversales.
Como se ve en la figura 9(a), los resultados de la simulación del caso 1 (considerando la
deformación provocada por la transformación de fase en estado sólido) están en concordancia
con los datos experimentales, siendo que la simulación muestra un error promedio de sólo 2.1%.
Por otro lado, al considerar los resultados de la simulación del caso 2 (sin considerar la
deformación provocada por la transformación de fase en estado sólido) y compararlos con los
resultados experimentales, fácilmente puede verse que los esfuerzos predichos son mucho
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mayores que los obtenidos experimentalmente, mostrando un error máximo de 80.7% en el
caso de los esfuerzos longitudinales, y del 53.9% para los esfuerzos transversales. De esto
puede rescatarse que la transformación de fase en estado sólido actúa relajando las tensiones
en el material durante el proceso SLM Ti6Al4V.
Fig. 9. Esfuerzos residuales longitudinales (a) y transversales (b) resultantes de la simulación para
muestras de Ti6Al4V en comparación con los resultados obtenidos experimentalmente.
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Finalmente, puede apreciarse en las gráficas de la figura 9 que los resultados obtenidos de la
simulación del caso 3 muestran mayor concordancia con los resultados del caso 2, mientras
que los resultados del caso 4 concuerdan con el caso 1 y con los resultados obtenidos
experimentalmente. Esto confirma que la influencia de la transformación de fase en estado
sólido sobre los esfuerzos residuales del material está determinada principalmente por el
cambio volumétrico asociado al cambio en el coeficiente de expansión térmica entre la fase
primitiva y la fase resultante.
6. Conclusiones
 Los esfuerzos residuales en el SLM Ti6Al4V se relacionan directamente con la dirección.
En las muestras estudiadas en el artículo, los esfuerzos longitudinales son de casi el doble
de los esfuerzos transversales, y todos los esfuerzos son tensiles.
 Se provee un método de modelización de acoplamiento termo-metalúrgico-mecánico que
considera la transición de fase en estado sólido, mismo que es validado mediante
observación microestructural y medición de esfuerzos residuales. La microestructura y los
esfuerzos residuales predichos por las simulaciones muestran buena concordancia con los
resultados experimentales.
 La microestructura del SLM Ti6Al4V está compuesta principalmente de martensita α’, y
el error promedio entre los esfuerzos longitudinales predichos y las mediciones hechas es
de 2.1%.
 La transformación de fase en estado sólido tiene un efecto de relajación de tensiones
durante el proceso de fabricación del SLM Ti6Al4V.
 Cuando no se toma en cuenta la transformación de fase en estado sólido, los esfuerzos
longitudinales y transversales predichos exceden por mucho los valores obtenidos
experimentalmente (80.7% y 53.9% de error, respectivamente).
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 La influencia de la transformación en estado sólido del SLM Ti6Al4V en los esfuerzos
residuales está determinada principalmente por el cambio volumétrico entre las fases
sólidas. Cuando sólo se toma en cuenta el cambio en el CET provocado por la
transformación en estado sólido el error promedio es de 9.6%.
7. Conclusiones personales:
Rodrigo Molina: El desarrollo de este estudio me permitió comprender de forma más
profunda la complejidad de los fenómenos físicos involucrados en la manufactura aditiva de
metales, en particular en lo que respecta a la interacción entre el comportamiento térmico, las
transformaciones de fase y las tensiones internas resultantes. Pude constatar que el modelado
numérico acoplado es una herramienta poderosa para predecir con precisión estos efectos,
siempre y cuando se incluyan adecuadamente los mecanismos responsables de las
deformaciones internas, como lo son los cambios volumétricos por transformación de fase.
Asimismo, valoro la importancia del respaldo experimental como parte esencial en la
validación de modelos, pues permite ajustar y afinar las simulaciones para obtener resultados
confiables. Esta experiencia refuerza mi interés por el estudio y la aplicación de métodos
computacionales en la ciencia de materiales, así como por la investigación en tecnologías
emergentes de manufactura avanzada.
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Referencias
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knowledge for the beginners. Springer. https://doi.org/10.1007/978-981-15-7910-3 .
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Science & Technology, 94, 35-47. https://doi.org/10.1016/j.jmst.2021.02.003
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[4] IndustrySurfer, & IndustrySurfer. (2023, November 30). Ti-6Al-4V Titanio – Lectura
obligada. Industry Surfer. https://industrysurfer.com/blog-industrial/ingenieria/ingenieriamecanica/ti-6al-4v-titanio-lectura-obligada/
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