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离心铸造_它很容易被检测出来



  原标题:直接激光金属沉积法制造薄壁SS316L- IN718功能梯度材料

  功能梯度材料(FGMs)很好地响应了那些服务需求多样化且要求高性能的先进应用。本文为大家介绍了采用激光直接沉积(LMD)技术制薄壁不锈钢316L-Inconel 718梯度材料激光增材制造过程中的凝固行为和组织演变,并对其性能进行了评价分析。

  图0广阔的功能梯度材料的用途及其采用LMD技术制功能梯度材料的成分设计的途径

  工业的发展以及随后出现的与提高生产率相关的新问题和需求,使得材料选择变得越来越重要和有影响力,此外还有其他要求。从过去看现在和展望未来,可以发现;适应每个时期需要的材料都会相继被发现,经过一段繁荣时期后,就会找到更新和替代材料的新材料。因此,在当今时代,只有一种材料能够满足所有使用条件要求的高级应用情况很少,设计师通常不得不同时使用不同的材料。虽然不同的接头或复合材料通常被认为是多功能应用的主要候选材料,但它们的许多弱点,主要是由于尖锐的界面,会导致过早甚至突然的结构失效。相比之下,功能梯度材料作为一种先进的工程材料,由于化学成分或微观结构的逐渐变化,其性能和行为在一个或多个优先方向上平滑过渡变化,可以有效地提高多材料结构的性能和使用寿命。

  化学/物理气相沉积(CVD/PVD)、热喷涂、粉末冶金、离心铸造和自蔓延高温合成(SHS)是功能梯度材料常见的制造方法。.然而,由于所生产的零件的几何形状和密度的限制、高能耗和环境污染,这些方法在FGM的发展中面临严重的问题。近年来,增材制造(AM)技术由于其独特的本质,即优选地逐层添加材料以获得终形状,已经吸引了功能梯度材料制造者的许多关注。因此,它可以消除传统制造方法的许多缺点。此外,敏捷制造还带来了一些重要的优势,如在生产复杂的集成零件和定制(按需生产)方面的高度灵活性。另一方面,由于高性能金属和合金的快速发展,AM制造在使用该技术制造金属功能梯度材料中引起了人们的极大关注,如图02就显示了这一发展的趋势。

  同时,镍基超合金的高强度和优异的高温耐腐蚀性等性能与不锈钢的良好耐腐蚀性、较低的成本和重量轻等性能的结合,使得这两种合金在重要行业如发电、核电、航空航天和炼油中一起使用的趋势越来越旺盛。将这两类合金应用在一起的常用技术通常是熔焊,但是焊缝抗熔裂性差,由此产生了各种替代技术,包括梯度增材制造。例如,林等人研究了SS316L/Rene88DT梯度材料的激光快速成形(LRF)。Shah等人研究了激光直接金属沉积工艺的关键参数(激光功率和粉末流量)对SS316L/IN718梯度结构的显微组织和力学性能的影响。

  萨维塔等人在一项关于SS316和IN625添加制造的双重材料的研究中,证明了无论设计的是离散界面还是梯度界面,由于稀释,界面附近的化学成分变化是渐进的,屈服强度总是与较弱的成分(即SS316)相当。然而,张等人在类似的研究中指出,分级样品的屈服强度与IN625相似,抗拉强度接近SS316L。在Carroll等人的另一项研究中],通过相图计算(CALPHAD)方法的热力学建模以及实验评估被用于确定(Mo,Nb)C形式的金属单碳化物在定向能沉积(DED)制造的SS304L和IN625的分级结构中的开裂中的作用。苏等研究了激光增材制造SS316L/IN718过程中的分级步骤(5%、10%和20%)对显微组织和力学性能的影响。他们报道,对于FGM,通过10%的化学增量,获得了拉伸性能的组合,具有527.05 MPa的拉伸强度和26.21%的伸长率。

  此外,众所周知,将高性能工程材料用于工业应用(如发电和陆基和空基燃气轮机的部件)是不可避免的。这些材料应该坚韧、坚固且价格合理。不锈钢,尤其是SS316,是用于这些目的的有趣材料。为了提高SS316的耐久性、耐高温腐蚀性和强度,应该使用更有效和更昂贵的材料(例如超级合金,尤其是Inconel 718)作为覆层材料。SS316和IN718的这种性能和经济考虑的结合使其通过增材制造生产的功能梯度材料成为研究和产业化的有吸引力的候选材料。需要注意的是,使用完全由IN718生产的器件非常昂贵,而且单独使用SS316也不能保证此类应用的适当性能。因此,SS316-IN718功能梯度材料的AM可以促进经济、技术和商业利益和发展。

  尽管在以前的研究中发现了有价值的结果,但似乎对不锈钢-镍基高温合金的添加制造梯度结构中的凝固行为和微观结构演变的分析受到的关注较少。因此,在目前的工作中,由于焊接和增材制造工艺之间的显著相似性,以前在焊接冶金学中发展的凝固原理和概念已经被使用。利用这些原理描述了AM法制的不锈钢316L-Inconel 718功能梯度材料的宏观和微观结构、化学和相组成以及它们与显微硬度分布的关系。

  平均直径分别为110和70微米的低碳不锈钢316 (SS316L)和Inconel 718 (IN718)镍基超合金的气雾化粉末(图 1)。三个薄壁样品,每个由六层组成,如图2所示。旨在更好地比较和理解梯度效应。可以看出,样品1在3层SS316L和3层IN718之间没有梯度过渡;样品2由两层组成,两层SS316L和两层IN718之间的基础合金重量百分比相等;和具有20 wt%的取代步骤的样品3在个和后一个纯层之间考虑 IN718而不是SS316L。直接激光金属沉积(DLMD)增材制造系统,装有波长为1080 nm的1 kW连续波光纤激光器(YFL-1000型)图 2b显示了根据预期设计制作的样品的照片(图 2a)。应该注意的是,每个样品的开始和结束是因为粉末注射的开始和停止是随着与激光束相比有轻微的延迟,具有不同的外观。

  图2.a)在两种合金SS316L和IN718之间成分考虑的设计,以及b)增材制造的样品(在基底表面绘制的箭头显示了激光扫描的方向)

  图3显示了增材制造样品的横截面宏观结构以及得到的成分。这三者的几何特征非常接近,无论结构类型如何,样品(在每个样品上测定)表明工艺具有适当的重现性设计。此外,分层结构是AM过程的特征,在宏观图中很容易识别。这在定向能量沉积中效果尤其明显,(DED)技术与粉末床熔融(PBF)的比较,因为在前者中,由于使用了更高的输入能量在前一层上形成的每单位长度的熔池为水坑状,长度和深度相当(有标记由图3a中的虚线表示)。这导致了纹理的方向DED技术的发展与制造方向,以及弯曲的柱状晶粒与各种的方向是沿着结构形成的,因为在这种情况下,热流方向受到以下因素的显著影响熔池边界的局部位置。然而,在PBF采用长而浅的熔池技术,热流为通常向下(几乎与本地位置无关熔化池边界),并且生长是在构建方向。宏观结构的另一个显著特征是样品2和3中不同尺寸的孔隙率(图3b和c)。事实上,样品1中没有这些缺陷,相比之下样品3中的值可归因于粉末的使用,这是由于不同的热行为基础的合金,需要使用特定的加工参数组成;否则,热失调将导致这样的缺陷。这在样品3中可以观察到更多这类缺陷,因为使用了更多具有不同比例和不同热行为的粉末混合物来制造样品3的结构。

  通过显微镜下的样品进行观察,引人注目的现象是改变微观结构的形态和尺寸。如图4所示,与沿着横截面(从顶部到底部)的光学微结构底部),微观结构形态在蜂窝状、柱状树枝状和等轴状之间交替成长。还值得注意的是,细胞/树突生长的方向与构建方向有一定的偏差( 001 )因为,如上所述,熔化物的水坑状过程中导致熔池的方向发生变化,沿边界的温度梯度熔池方向而生长,从而改变生长方向。微观结构的尺寸似乎随横截面变化,所以可以说它是细的靠近衬底和衬底的层中的微结构。这个可以在扫描电镜照片中更有把握地表达出来从沿着样品1横截面的不同位置(比较图5a、5b和5c)。同样的现象(形态和大小的变化微观结构)对于样品2和3也是可观察到的(图6),区别在于这两个样品中相邻层之间的形态变化似乎是随着更多的外延生长变得更加平滑。这可能是由于相邻层的化学成分更接近。总的来说,这种变化添加制造样品的微观结构的形态和尺寸应在凝固原理和概念中寻找。关于微观结构形态由于凝固(不考虑改性技术),凝固前沿(固液界面)的稳定程度决定了终形态,即由过冷系数决定。

  因此,在增材制造的样品中,凝固前沿不稳定性的程度应该从初始层到终层增加,结果,微观结构应该从胞状枝晶到柱状枝晶以及从柱状枝晶到等轴枝晶连续演变。这是可以预料的,因为随着工艺的进行和沉积高度的增加,由于通过热传导的散热减少和热积累的结果,温度梯度(G)降低,凝固前沿的稳定性变得更加困难。此外,尽管需要更的热力学计算,但是可以说,通过将进料改变为富含各种合金元素IN718的粉末(样品1)或将其添加到进料粉末成分(样品2和3),化学成分变量增加,并且由于向粉末混合物中添加具有较低分配系数的元素(例如铌和钼),分配系数(k0)也降低,这两者都导致根据不等式分析凝固前沿的稳定性。然而,微观研究表明,样品中微观结构的演变不是连续的,并且形态有时在凝固模式(蜂窝状、柱状树枝状和等轴树枝状)之间周期性变化。这是因为AM本质上不是一个连续的过程。每一层,除了在其形成过程中的初始固化之外,还随着后续层(中虚线),其程度取决于诸如输入能量密度和两个相邻层之间的延迟时间等因素。

  图3样品a) 1、b) 2和c) 3横截面的宏观结构和几何特征,与相关设计相关。选择(a)中编号的矩形盒子用于光学显微微结构评估。

  图4 微观结构沿样品1横截面的演变,来自a)箱号1至h)箱号为图.3a种的矩形图形的号码(从外层到内层)。

  关于微观结构尺寸,一般来说,决定因素是冷却速率(CR),随着冷却速度减小时,枝晶臂之间的间距增加,导致更粗糙的微结构。尽管由于工艺的不连续性,在描述沿构建方向(特别是在每层的底部和顶部)的微结构尺寸变化时可以观察到例外情况,但是不管它们如何,通常随着沉积高度的增加,温度梯度由于热量累积而降低。冷却速率也降低,这增加了沿构建方向的微结构尺寸,使得粗的尺寸与外层的微结构相关,而细的尺寸与内层的微结构相关。

  图5 是沿样品1横截面的SEM显微照片,从(a)中的外层到(f)中的内层

  图6 .样品a、b) 2和c、d) 3中两个相邻层界面处的微观结构形态。(b)和(d)分别是(a)和(c)的放大

  为了研究基体合金之间的过渡设计对化学分布的影响,沿着基体合金的横截面进行了EDS线分析,显示三个样本的分析路径及其结果的样本图7。值得注意的是,由于基础合金中元素种类比较多,为了更好地检测,发现主要元素Fe、Ni和Cr的半定量和比较测量是足够的。在样品1中,虽然设计和制造是以SS316L和IN718之间的直接过渡的形式进行的,但是在两种合金之间的界面处形成大约200 mm宽的混合区(图 7a)说明了另一个事实。实际上,这样一个区域的形成,导致了一种直接过渡的渐变,并且已经在一些研究中被提及,是由于相邻层之间的稀释,这在样品1的情况下是由于两种中间体的化学成分(尤其是铁和镍两种元素)的显著差异通过化学分析,它很容易被检测出来。此外,比较图. 7bed表明,如预期的那样,通过将样品设计从1改变为2和从2改变为3,基础合金之间的过渡更加平缓。一方面,这显示了添加制造工艺生产梯度材料的能力;另一方面,它显示了提高零件性能和使用寿命的良好潜力通过相邻层的特性和行为之间的平滑变化来实现不同的材料。

  图7 a)样品2的横截面的宏观图和其上指定区域进行EDS线分析的路径。b-d)分别对应于样品1、2和3,沿着类似于(a)的横截面的化学分析结果。

  当沿着横截面评估微观结构时,另一个引起注意的方面是枝晶/细胞间空间的显著对比,这表明不同的来自树突/细胞核心的成分。不管富SS316L层凝固中奥氏体和枝晶间/胞状δ铁素体(d)的典型结构(图 4eeh),这个问题尤其存在于具有高百分比IN718合金的层中。图8 显示了与样品1中外层相关的微结构形态和元素分布图。如元素分布图所示,两种元素Nb和Mo在枝晶间空间中具有更显著的存在,而对于三种主要元素Ni、Fe和Cr,在整个呈现的显微结构中没有明显的区别。此外,据图9a、b中Nb和Mo显微偏析在EDS线分析中对于两个相邻枝晶臂之间的距离是很好理解的。

  事实上,在以γ(g)枝晶生长为初始相的凝固过程中(灰色区域图9a)中,具有低分配系数的元素(例如,Nb、Ti、C和Mo)被排斥到枝晶间熔体中,并且随着熔体富集这些元素,第二相开始形成。在IN718超合金存在的情况下,MC碳化物(如NbC)的形成是第二相的可能类型之一,随着它们的形成(暗颗粒图9a)枝晶间熔体贫碳,同时仍然富含其他合金元素,Laves相的形成通过共晶反应L / g + Laves(图中的白色区域)发生,见图9a)。值得一提的是,碳化物颗粒周围或与之接触的Laves相的存在,这一点也在与IN718的增材制造相关的其他研究中观察到。值得注意的是Radhakrishnan和汤普森先前提出了Laves/NbC/g三元共晶的三相混合物和离异共晶的两种不同形态。一般来说,由于合金元素g基体的损耗及其脆性性质,具有六方结构和一般化学式(Ni,Cr,Fe)2(Nb,Mo,Ti)的Laves金属间相的形成对机械性能具有不利影响26,28].此外,由于其低熔点和通常在晶粒处的连续性枝晶边界,它促进了熔析裂纹沿着添加制造的结构成核和传播。图10 显示了中所示点的EDS化学分析结果,图9则支持了关于微观结构的相组成的讨论。

  图9 是样品1中外层的微结构形态,其上标明了用于EDS元素分析的路径和点。b)Nb和Mo元素沿(a)中指定路径的分布。

  图11a示出了根据样品1的宏观结构设计的沿样品横截面的显微硬度变化图11b(从同一高度的所有三次测量中,取平均值)。在样品1中,可以看出,硬度首先增加,然后突然降低。样品1中硬度初增加到第三个位置可能是由于δ铁素体相(d)的轻微发展引起的,δ铁素体相(d)的发展是由于在加工过程中由于热积累而降低了冷却速率,从而促进了溶质元素的重新分布。与样品1的光学宏观结构上的位置相比,在显微硬度测量的第三位置有更多的腐蚀痕迹(更暗)(图.11b)由于与蚀刻溶液的不同反应,可能是将d相分数(比奥氏体具有更弱的耐腐蚀性)增加到硬度的第三位置的原因。

  之后,由于IN718镍基高温合金的沉积导致奥氏体软相(作为基体相)的演变,硬度显著降低。然而,由于SS316L-IN718的不同结构的渐变以及相邻层更接近的性质和行为,从样品1到2和从样品2到3的硬度降低更平稳。如在样品3中,考虑到与平均值的偏差,沿着结构的硬度变化非常小,并且硬度值彼此接近。这一成就(不同结构中相邻层的性质和行为的接近性)可以显著影响零件使用寿命的提高和防止零件过早失效。应该注意的是,没有重新增加碳化物和金属间化合物(Laves)相导致的硬度,已在参考文献中报道。这可能是由于与作为基质相的奥氏体微晶相比,它们的有限演变和小尺寸。换句话说,高冷却速率和低再加热周期)导致扩散相关相变所需的时间和活化能不足,导致非平衡和过饱和的微结构。因此,在所研究的结构的终层中,由于次生相的比例低,硬度没有再次增加。

  图11 a)根据b)在样品1的宏观结构上考虑的设计,沿着样品1、2和3的横截面的显微硬度变化(在相同高度的所有三个测量值被计算并作为平均值报告)。

  图12 a) 制造的功能梯度材料FGM SS316L-IN718的横截面及其相应的截面的显微组织;b) 梯度结构的XRD衍射结果;c,d) 在不同功率和不同的粉末输送速率下得到的样品的显微硬度

  在本研究中,通过直接激光金属沉积(DLMD)对具有三种不同过渡设计的SS316L-IN718薄壁异种结构的增材制造进行了评估,在宏观结构、微观结构、化学分布、相演变和沿构建方向的显微硬度变化方面,重要的结果如下:

  1)在宏观结构评价中,发现通过将过渡设计从直接(样品1)改变为梯度(样品2和3),沿着结构出现几个孔隙,表明热紊乱和需要使用该组合物的特定加工参数。

  2)微观结构评估表明,尽管由于在构建方向上过冷度增加,凝固形态在该方向上有连续演变的趋势,如胞状/柱状树枝状/等轴树枝状,但有时由于AM过程的不连续性,可以看到凝固形态的周期性重复,因此层会重新熔化和凝固。此外,一般来说,随着沉积高度的增加,由于热累积导致的冷却速率降低,在终层中形成更粗糙的微结构。

  3)沿样品横截面的化学评估表明,除了更平缓的元素在具有梯度层的不同薄壁结构中的分布(样品2和3)正如所预期的,在直接过渡(样品1)中,由于相邻层之间的稀释,在两种合金之间的界面处形成混合区,这导致它成为一种梯度。此外,在过程的非平衡凝固过程中(特别是随着IN718参与沉积的增加),在胞间/枝晶区域中具有低分配系数的元素的显微偏析导致了诸如MC碳化物和Laves金属间化合物的次生相的形成。

  4)沿着三个具有不同基础合金之间过渡设计的样品的横截面的显微硬度变化的比较表明,由于相邻层的更接近的性质和行为,不同结构的渐变小化了突然变化,这对于提高使用寿命和防止部件过早失效非常有用。
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