01 Desafíos contemporáneos: Debido a su baja densidad, alta resistencia específica y excelente resistencia a la corrosión, las aleaciones de aluminio se han convertido en materiales estructurales indispensables en los sectores aeroespacial, automotriz y de equipos energéticos. Sin embargo, con la creciente demanda en la industria moderna de geometrías complejas y componentes livianos de alto-rendimiento, los métodos tradicionales de fundición y mecanizado enfrentan limitaciones fundamentales al fabricar piezas que presentan canales internos intrincados, estructuras reticulares y características de paredes delgadas-. Las tecnologías de fabricación aditiva-específicamente la fusión de lecho de polvo por láser (LPBF) y la deposición de energía dirigida por láser (LDED)-ofrecen vías revolucionarias para superar estos cuellos de botella en la fabricación. La tecnología LPBF construye componentes complejos con densidades superiores al 99,5 % fundiendo selectivamente capas de polvo pre-depositadas mediante un rayo láser de alta-energía, construyendo la estructura capa por capa. Con velocidades de enfriamiento típicas que alcanzan el orden de 10⁶ K/s, este proceso permite la formación de soluciones sólidas sobresaturadas y microestructuras de grano ultrafino-que se encuentran mucho más allá del estado de solidificación de equilibrio. Por el contrario, la tecnología LDED-que emplea la alimentación simultánea de polvo junto con la fusión por láser-demuestra ventajas únicas en la reparación de piezas dañadas, la fabricación de componentes estructurales a gran-escala y la producción de materiales clasificados funcionalmente. Sin embargo, las aleaciones de aluminio enfrentan una serie de desafíos físicos-metalúrgicos inherentes durante el proceso de fabricación aditiva por láser. Las aleaciones de aluminio exhiben una reflectividad de más del 90 % hacia los láseres infrarrojos cercanos (con una longitud de onda de 1070 nm) a temperatura ambiente; Esto da como resultado una eficiencia de acoplamiento de energía extremadamente baja, lo que requiere el uso de láseres de alta-potencia-densidad para establecer un baño de fusión estable. Además, se forma fácilmente una densa película de óxido (Al₂O₃) sobre la superficie de las aleaciones de aluminio. Con un punto de fusión de 2072 grados -significativamente más alto que el de la matriz de aluminio (660 grados)-los fragmentos de esta película de óxido a menudo no logran fundirse completamente dentro del baño de fusión, lo que con frecuencia sirve como sitios de nucleación para grietas y fuentes de falta-de-defectos de fusión. Lo más importante es que la solubilidad del hidrógeno en el aluminio líquido (aproximadamente 0,7 cm³/100 g) es mucho mayor que la del aluminio sólido (aproximadamente 0,04 cm³/100 g). Durante el rápido proceso de solidificación, los átomos de hidrógeno sobresaturados carecen de tiempo suficiente para difundirse; en cambio, se acumulan en el frente de la interfaz sólido-líquido para formar núcleos de burbujas de gas, dejando finalmente poros metalúrgicos que varían desde unas pocas micras hasta decenas de micras de diámetro dentro de la microestructura solidificada. Mientras tanto, el amplio rango de temperatura de solidificación de las aleaciones de aluminio (por ejemplo, superior a 150 grados para Al7075) y su significativa contracción por solidificación (aproximadamente 6%) las hacen altamente susceptibles a la porosidad de solidificación y al agrietamiento en caliente una vez que se cierran los canales de alimentación en la cola del baño de fusión. Este constituye el principal desafío al que se enfrentan las aleaciones de aluminio de las series 2xxx y 7xxx de alta resistencia durante el proceso LPBF. Además, la característica de ciclo térmico extremo de la fabricación aditiva por láser-en la que las temperaturas localizadas del baño de fusión superan los 2000 grados mientras que el polvo y el sustrato circundantes permanecen entre la temperatura ambiente y los 200 grados, lo que da como resultado gradientes de temperatura de hasta 10⁶ K/m-genera un campo de estrés térmico complejo dentro de los componentes fabricados; Si no se controla, esto puede provocar deformaciones, deformaciones e incluso grietas entre las capas.
02 Diseño de composición: A nivel de diseño de composición, los sistemas de aleaciones de aluminio empleados tradicionalmente en fundición y forja a menudo no son adecuados para la fabricación aditiva. Tomando como ejemplo la aleación AlSi10Mg: si bien su composición casi-eutéctica le confiere una excelente fluidez durante la fundición, bajo las rápidas condiciones de solidificación del LPBF, la gruesa red de fases de silicio eutéctico se convierte paradójicamente en una fuente de concentración de tensiones. Además, la resistencia a la tracción de la aleación a 300 grados cae en picado a aproximadamente el 10 % de su resistencia a temperatura ambiente-a temperatura ambiente-un fenómeno atribuido al rápido engrosamiento y disolución de la microestructura eutéctica a temperaturas elevadas. En consecuencia, el desarrollo de sistemas especializados de aleación de aluminio adaptados a las características únicas de la fabricación aditiva se ha convertido en un punto clave de investigación en este campo.
Una investigación realizada por el Instituto de Tecnología Inteligente y Ecológica de Chongqing, de la Academia de Ciencias de China, revela que al agregar trazas de Sc (0,2–0,4 % en peso) y Zr (0,1–0,3 % en peso) a aleaciones basadas en Al-Mg-, se pueden formar fases primarias de Al₃(Sc,Zr) a nanoescala-que poseen una estructura L1₂ ordenada-*in situ* durante el rápido proceso de solidificación de Laser Powder Bed Fusion (LPBF). Esta fase exhibe un desajuste de red extremadamente bajo (aproximadamente 1,3%) con la matriz -Al, por lo que sirve como un sitio de nucleación heterogéneo altamente eficiente que refina el tamaño del grano desde decenas de micrómetros hasta el nivel sub-micrómetro. El estudio señala además que la aleación fabricada por SLM-Al-Mg-Mn-Sc-Zr presenta una estructura de grano bimodal característica: los bordes del baño de fusión presentan una zona de grano fino equiaxial con un tamaño de grano promedio de aproximadamente 1,04 μm, mientras que el centro del baño de fusión consiste en una zona de grano columnar-que crece a lo largo de la estructura. dirección-con un tamaño de grano promedio de aproximadamente 2,11 μm. Esta estructura de grano heterogénea se debe a variaciones espaciales en los gradientes de temperatura y las densidades de nucleación dentro del charco de fusión; específicamente, los bordes del baño de fusión se caracterizan por gradientes de temperatura pronunciados y un enriquecimiento de las fases primarias de Al₃ (Sc, Zr), lo que promueve la nucleación heterogénea, mientras que el centro del baño de fusión exhibe un gradiente de temperatura altamente direccional que facilita el crecimiento epitaxial de cristales a lo largo de la dirección de máxima disipación de calor. En particular, mientras que el Sc es un elemento costoso (con un precio de aproximadamente $3000/kg), el Zr es relativamente económico (aproximadamente $30/kg); la adición combinada de estos dos elementos crea una estructura central-de capa-que comprende un núcleo de Al₃Sc y una capa de Al₃Zr-que no solo mejora significativamente la estabilidad térmica de las fases de refuerzo sino que también reduce efectivamente el costo total de la aleación. Mientras tanto, un equipo de la Universidad Jiao Tong de Shanghai ha propuesto una estrategia de diseño innovadora alternativa centrada en un "nanoandamio eutéctico deformable-transformable". Al seleccionar el sistema casi-eutéctico Al-Er (12,7 % en peso de Er) como aleación modelo, el equipo aprovechó la capacidad del Er para formar una fase de Al₃Er con una estructura L1₂ junto con Al; esta fase exhibe un desajuste de red de solo 3,96% en relación con la matriz -Al y se caracteriza por una abundancia de sistemas de deslizamiento y una alta capacidad de macla. Durante el proceso de impresión LPBF, el Al₃Er precipita en forma de un esqueleto tridimensional continuo a nanoescala, que constituye aproximadamente el 10,3 % en volumen. Este esqueleto no solo es capaz de soportar tensiones elevadas que superan los 1300 MPa, sino que también facilita el alojamiento plástico durante la deformación mediante la formación de gemelos de deformación y estructuras ordenadas de apilamiento-de período largo-9R-, anulando así fundamentalmente la noción tradicional de que los esqueletos eutécticos son inherentemente frágiles. La aleación impresa de Al-Er-Mg (RAE700) exhibe un límite elástico de 632 MPa, que aumenta aún más a 707 MPa después del tratamiento de envejecimiento directo, manteniendo simultáneamente un alargamiento de 7 a 10%; Estas propiedades integrales superan las de todas las aleaciones de aluminio impresas en 3D-de las que se informó anteriormente. Además, un equipo de investigación de la Universidad de Nagoya ha desarrollado una serie de aleaciones de Al-Fe-Mn-Ti basadas en una estrategia de "control de partición elemental". Al agregar Cu y Mn, estabilizaron con éxito la fase Al₆Fe-transformándola en una fase de fortalecimiento beneficiosa-al mismo tiempo que introdujeron Ti, que se divide en la fase sólida para inducir el refinamiento del grano (hasta aproximadamente 2,3 μm). En consecuencia, la aleación alcanza una resistencia a la tracción a temperatura ambiente de 390 MPa y una ductilidad del 14 al 17 %; Significativamente, sus propiedades mecánicas permanecen prácticamente sin cambios incluso después de una exposición térmica a 300 grados durante 100 horas.
03 Control de procesos: la relación cuantitativa entre los parámetros del proceso y la dinámica del baño de fusión es clave para dilucidar los mecanismos que gobiernan la formación de microestructuras en la fabricación aditiva por láser de aleaciones de aluminio. Los comportamientos fluidodinámicos dentro del baño de fusión están impulsados colectivamente por la convección de Marangoni, la presión de retroceso, la flotabilidad y las fuerzas termocapilares. Entre ellas, las fuerzas de corte de Marangoni-que surgen de los gradientes de tensión superficial inducidos por los gradientes de temperatura a través de la superficie del charco de fusión-constituyen la fuerza dominante que impulsa el flujo de metal fundido desde el centro del charco hacia su periferia. Por el contrario, la presión de retroceso-generada por la vigorosa expulsión de vapor de metal dentro del ojo de la cerradura-ejerce una fuerza de compresión que empuja el metal fundido hacia el fondo y las paredes laterales del ojo de la cerradura. Los estudios indican que la densidad de energía volumétrica (VED) sirve como métrica crítica para determinar las transiciones del modo del baño de fusión: cuando la VED excede aproximadamente 60 J/mm³, la presión de retroceso de la evaporación se vuelve suficiente para generar un ojo de cerradura dentro del baño de fusión con una relación de aspecto mayor que 1, iniciando así el "modo de ojo de cerradura"; por el contrario, el proceso opera en el "modo de conducción". Aunque el modo de ojo de cerradura facilita el logro de una alta densidad del material, la oscilación inestable del ojo de cerradura-específicamente, el colapso periódico de su pared frontal-constituye el mecanismo principal para la formación de porosidad de ojo de cerradura (poros típicamente de 50 a 200 μm de diámetro). Estos poros se caracterizan por su gran tamaño y morfología irregular, lo que causa un perjuicio significativamente mayor al rendimiento ante la fatiga que los poros metalúrgicos de escala fina. La investigación realizada en la Universidad Politécnica de Northwestern ha demostrado que la adición de una cantidad traza (0,15 % en peso) de un refinador de grano de Al-Nb-B a una aleación de AlSi10Mg puede modular significativamente la transición columnar-a-equiaxial (CET). Actuando como sitios de nucleación heterogéneos, las partículas de NbB₂ y Al₃Nb resultantes elevan la fracción de volumen de los granos equiaxiales de menos del 20% a más del 80%; Al mismo tiempo, esta intervención reduce la relación de anisotropía plástica (definida como la relación entre el alargamiento longitudinal y transversal) de 3,5 a 1,2, logrando así un estado de isotropía casi completa. Las características evolutivas de los defectos de porosidad exhiben distintas variaciones entre diferentes sistemas de aleaciones de aluminio: en las aleaciones de la serie Al-Cu, el amplio rango de solidificación da como resultado una mayor resistencia al flujo dentro de la zona blanda, lo que hace que la alimentación efectiva (flujo de fusión compensatorio) sea más desafiante; en consecuencia, la fracción de volumen de poros metalúrgicos en estas aleaciones puede alcanzar el 1-2%. Por el contrario, las aleaciones de la serie Al-Si-debido al estrecho rango de solidificación asociado con su composición eutéctica-permiten controlar eficazmente los niveles de porosidad por debajo del 0,1%. La formación de la textura cristalina está estrechamente relacionada con el comportamiento de solidificación capa-por-capa; Cuando se emplea una estrategia de escaneo unidireccional de 0 grados, un<001>La textura se desarrolla a lo largo de la dirección de construcción, lo que resulta en una diferencia del 10 al 20% entre los límites elásticos en las direcciones longitudinal (dirección de construcción) y transversal. Por el contrario, la adopción de una estrategia de escaneo con rotación de 67 grados puede reducir la intensidad de la textura a un nivel de orientación aleatoria, eliminando así esencialmente la anisotropía en las propiedades mecánicas. En cuanto al rendimiento en servicio a altas temperaturas-, las aleaciones de aluminio fabricadas aditivamente exhiben un potencial único para fortalecerse junto con desafíos específicos relacionados con la degradación de las propiedades. Un artículo de revisión de la Central South University clasifica los mecanismos de fortalecimiento a altas temperaturas -de las aleaciones de aluminio fabricadas aditivamente resistentes al calor-en tres vías principales. En primer lugar, el efecto sinérgico de múltiples componentes construye una arquitectura térmicamente estable de múltiples capas mediante la incorporación de elementos con diferentes velocidades de difusión. Por ejemplo, en las aleaciones de Al-Ce-Sc-Zr, la fase eutéctica densa y uniforme de Al₁₁Ce₃, combinada con precipitados intragranulares de L1₂-Al₃(Sc,Zr), crea un efecto de fortalecimiento dual-; esto permite que la aleación conserve una resistencia a la tracción de 233 MPa a 300 grados y 142 MPa a 400 grados, sin que se observe un engrosamiento significativo del grano incluso después de una exposición térmica prolongada a 400 grados durante 96 horas. En segundo lugar, el fortalecimiento intermetálico se basa en la selección de compuestos intermetálicos con bajos coeficientes de difusión y altos puntos de fusión para formar una estructura esquelética rígida a temperaturas elevadas. La constante de velocidad de engrosamiento de la fase Al₁₁Ce₃ a 400 grados es apenas 1,6 nm³/s-significativamente menor que la de la fase Al₂Cu en las aleaciones tradicionales de Al-Cu a la misma temperatura (aproximadamente 100 nm³/s); esta estabilidad superior a altas temperaturas permite que el primero actúe continuamente como una barrera eficaz contra el movimiento de dislocación. En tercer lugar, la regulación a escala atómica-inhibe el engrosamiento mediante la introducción de elementos segregantes en las interfaces entre las fases de fortalecimiento y la matriz. Los estudios han demostrado que elementos como Sc, Zr, Si y Mn-que se segregan en la interfaz θ′-Al₂Cu/ -Al- pueden reducir la energía interfacial e impedir la difusión atómica, extendiendo así el rango de temperatura de servicio de las aleaciones de la serie 2xxx-del límite tradicional de 200 grados a entre 250 grados y 300 grados. . Un estudio publicado en *Nature Communications*-dirigido por el académico Lu Jian de la Universidad de la ciudad de Hong Kong en colaboración con múltiples instituciones-ha dado un importante paso adelante al utilizar elementos de impureza comunes que se encuentran en las aleaciones de aluminio (Si, Fe, Mn y Ni) para desarrollar una sustancia resistente al calor- Aleación de Al-7,44Si-2,34Fe-1,79Mn-1,12Ni que no contiene metales preciosos ni tierras raras. En condiciones de solidificación rápida, esta aleación sufre una segregación fuera de equilibrio, incrustando nanoprecipitados intermetálicos multicomponentes-resistentes al calor-que ocupan una fracción de volumen de hasta el 14 %-en los límites de la celda de solidificación, formando así una microestructura celular térmicamente estable. Sin requerir ningún procesamiento posterior, la aleación exhibe una resistencia a la tracción a temperatura ambiente de 582 MPa, con resistencias de 263 MPa y 114 MPa a 300 grados y 400 grados, respectivamente. Además, el estudio revela-por primera vez en aleaciones de aluminio-un mecanismo de endurecimiento impulsado por amorfización en estado sólido-: durante la deformación a alta-temperatura, una porción de los nanoprecipitados intermetálicos sufre una transformación amorfa en estado sólido, formando finalmente una "nanopartícula + amorfa (fase ′-(Ni,Fe)₃Al ordenada por L1₂)". Estructura nanobifásica que proporciona una vía adicional de disipación de energía para la propagación de grietas a alta temperatura.
