Võrreldes suunatava energiasadestamisega on selektiivset lasersulatamist vähem uuritud funktsionaalselt sorteeritud materjalide valmistamisel ja järeltöötluse aken jääb ebaselgeks.
Meie teadlased kasutasid SLM-tehnoloogiat 316L/IN718 funktsionaalselt sorteeritud materjalide valmistamiseks ja hindasid süstemaatiliselt tüüpiliste kuumtöötlusprotsesside mõju faaside arengule ja tõmbeomadustele.
1.SLM valmistamine 316L/IN718 funktsionaalselt sorteeritud materjalidest
2.Kuumtöötlusprotsess
Ülaltoodud joonise analüüsi põhjal koostati gradient-kuumtöötluse skeem. Valiti kaks lahuse temperatuuri: 980 kraadi (alla lahuse temperatuuri) ja 1040 kraadi (üle lahuse temperatuuri), kombineerituna kahe vananemisstrateegiaga: ühekordne vanandamine 720 kraadi juures ja topeltvanandamine 720 kraadi + 620 kraadi juures. Selle põhjal koostati viis kontrollkatsete komplekti:
AD rühm (deponeeritud olek): säilitatakse esialgses ettevalmistusolekus;
HT1 rühm: 1040-kraadine lahustöötlus 1 tund (vesikarastus) + 720 kraadine ühekordne vanandamine 8 tundi (õhkjahutus);
HT2 rühm: 1040-kraadine lahusega töötlemine 1 tund (jahutamine veega) + 720 kraadine vanandamine 8 tundi, millele järgneb 620-kraadine vanandamine 8 tundi (ahjus jahutamine);
HT3 rühm: 980-kraadine lahustöötlus 1 tund (vesikarastamine) + 720 kraadine ühekordne vanandamine 8 tundi (õhkjahutus);
HT4 rühm: 980-kraadine lahusega töötlemine 1 tund (jahutus veega) + 720 kraadi vanutamine 8 tundi, millele järgneb 620 kraadi vanandamine 8 tundi (ahjus jahutamine).
3.Faasi muundumine pärast kuumtöötlust
Viis X-kiirte difraktsiooni (XRD) mustrite komplekti Y-Z-tasandil erinevates kuumtöötlemistingimustes, kusjuures katsealad hõlmavad: piirkonda 1 (IN718 sisaldus 70–100%), piirkonda 2 (IN718 sisaldus 40–70%) ja piirkonda 3 (IN718 sisaldus 0–30%).
Difraktsiooni piikide intensiivsused viie kuumtöötlemise tingimuse korral olulisi erinevusi ei näidanud; difraktsioonimustris domineerisid austeniitse faasi Braggi peegeldus -eriti tugevad (111) ja (200) pinna-keskse kuupmeetri (FCC) struktuuri-piigid.
Piirkonna 1 HT1--ga töödeldud proovis olid piikide (111) ja (220) intensiivsused kõrgemad kui deponeeritud seisundis (AD). Lisaks oli kõigil kuumtöödeldud rühmadel difraktsioonipiik (311), mis näitab, et pärast kuumtöötlust moodustus täiendav tugevdav faas.
HT1 tingimustes on difraktsioonipiigid piirkonnas 2 laiemad ja madalama intensiivsusega, mis viitab sellele, et faasi stabiilsus selles piirkonnas on nõrgem.
Piirkonnas 3 oli (111) piigi intensiivsus HT3--ga töödeldud proovis oluliselt suurenenud. Eelkõige tuvastati piirkonna 1 XRD mustris tugevnemisfaasid ja. Kiire jahutamine suure läbilaskevõimega SLM-i valmistamisel ei soodusta faaside " ja " sadestumist, samas kui kuumtöötlus annab piisavalt aega nende tugevdusfaaside sadestamiseks, mis seletab piikide (200) ja (231) piikide kuumtöötluse intensiivsuse suurenemist.
Pärast kuumtöötlust HT2 ja HT4-ga tuvastati XRD mustrites ka faaside (311) difraktsioonipiigid. Võrreldes (311) difraktsioonipiikidega pärast lahusega töötlemist ja ühekordset vanandamist olid difraktsioonipiigid pärast kahekordset vanandamist intensiivsemad, mis näitab, et kahekordne vananemisprotsess soodustas veelgi tugevnemisfaaside teket. Tugevdusfaasi difraktsioonipiikide intensiivsus oli eriti oluline HT2-töötluse tingimustes, mis näitab, et see kuumtöötlus soodustas rohkemate " ja " faaside sadestumist. Tugevdamise faasi sadenemisefekt avaldab eeldatavasti positiivset mõju HT2-ga töödeldud oleku mehaanilistele omadustele. Kuid peamise piigi kuumuse orientatsioon (111) eelistatud kristallide orientatsiooni ei muutnud märkimisväärselt (111). 316L/IN718 funktsionaalselt sorteeritud materjal.
4.Mikrostruktuur pärast kuumtöötlust
Sadestamise (AD) tingimustes eksisteerivad 1. piirkonnas pika-ahelaga Lavesi faasid. Kuna selles piirkonnas on kõrge IN718 sisaldus, sadestub teradevahelises piirkonnas suur hulk Nb-rikast faasi, mille koostis on (Ni, Fe, Cr)2(Nb, Mo, Ti). HT1-ravi korral läbib enamik Lavesi faasist lahustumist ja murdumist ning jääkfaas muutub granulaarseks morfoloogiaks. HT3-ga töötlemisel muundub Lavesi faas lahustumisprotsessi käigus ka graanuliteks, millega kaasneb nõel-/varrastetaoliste δ-Ni3Nb-faaside sadenemine. See näitab, et nii HT1 kui ka HT3 proovid kutsusid esile 1. piirkonnas elementide (Ni, Nb, C, Mo) difusioonisegregatsiooni, mis on kooskõlas metallide in-situ statistilise jaotuse mõõtmise tulemustega ladestus- ja kuum{18}}töödeldud proovides, kasutades kõrge-fluorestsentsresolutsiooniga mikrospekterröntgen.
Mitmeastmelise analüüsi tulemused kinnitavad, et kontrollides Lavesi faasi lahustuvust läbi lahuse temperatuuri ja kontrollides δ-Ni3Nb faasi morfoloogiat läbi vananemisaja, on võimalik saavutada gradientmaterjalide tugevuse ja plastilisuse sünergiline optimeerimine. See annab põhilised faasitehnoloogia juhtpõhimõtted uudsete gradient-kuumtöötlusprotsesside väljatöötamiseks.
Piirkonna 3 mikrostruktuuri areng erinevate kuumtöötlusrežiimide korral näitab faasimuutuse kineetikat, mis on tingitud kompositsiooni gradiendi ja termilise ajaloo sidumisefektist. Tehakse kokkuvõte selle piirkonna rist-skaala mikrostruktuuride evolutsioonimehhanismist ning leitakse korrelatsioonimehhanism kuumtöötlemise, terade piiride kujundamise ja mehaaniliste omaduste vahel. Sadestumise (AD) tingimustes järgib 316L-dominantne piirkond (Cr/Ni=1.82) ferriit-austeniidi (FA) kahe-faasilise tahkumise teed, moodustades rakulise dendriitstruktuuri. Pärast HT1 kuumtöötlust väheneb Cr/Ni suhe 1,35-ni. See kompositsioonimuutus soodustab tahkestumise teed ferriit-austeniidi kahefaasilisest-faasist täielikult austeniitse-faasistruktuurini, vähendades märkimisväärselt interdendriitse ferriidi sisaldust. Faasi identifitseerimine kinnitab seda transformatsiooni: FCC faas on -austeniitmaatriks, BCC faas on δ-ferriit ja Ni3Al vastab sademefaasile. Piirkonnas 3 domineerib austeniit, mis sisaldab vähesel määral hajutatud ferriiti. Kvantitatiivse kujutise analüüsiga mõõdetud ferriidi mahuosad olid vastavalt 3,5% (AD), 0,7% (HT1), 0,2% (HT2), 1,5% (HT3) ja 0,8% (HT4), mis kinnitab, et ferriidi sisaldus kõigis kuumtöödeldud olekutes oli madalam kui sadestatud olekus.
Sadestamisjärgne kuumus- soodustab staatilist ümberkristallumist, mille tulemuseks on terade jämestumine ja dendriidi vahekauguse oluline vähenemine. Kompositsioonilise gradiendi sünergistlik mõju on samuti märkimisväärne: piki moodustamise suunda (IN718 sisaldus suureneb 0-lt 100 massiprotsenti) indutseerib lokaalse jahutuskiiruse vähenemine dendriidi harude järkjärgulist karenemist. Piirkonnas 3 ladestunud proovi iseloomustavad peened võrdsed terad, mille sulamisbasseini põhjas on laseri ümbersulatamise tõttu veelgi väiksemad terad (~ 8, 4 μm). Kuumtöödeldud proovidel on seevastu ühtlasem terade suuruse jaotus, kuid pärast kuumtöötlemist toimub 3. piirkonnas terade jämedus,{11}}HT1 ja HT3 proovide keskmine tera suurus on vastavalt 10,40 μm ja 11,64 μm. See jämedus on tingitud peamiselt soojuse akumuleerumise ja jahutuskiiruse sünergilisest mõjust: piirkond 3 asub gradientmaterjali põhjas, mille tulemuseks on vähem soojuse akumuleerumine suure-energiaga SLM-protsessi ajal ja peenemad algterad; samas kui aeglane jahutusprotsess pärast sadestamise kuumtöötlust annab piisavalt aega terade kasvuks. Lisaks sisaldab proov pidevaid sambakujulisi kristalle, mis tungivad läbi mitme kihi. SLM-protsessi kiire suunalise tahkumise karakteristikute tõttu on tera kasvu suund tavaliselt kooskõlas maksimaalse temperatuurigradiendi suunaga (st risti sulabasseini põhjaga).
Lahuse töötlemine vähendab oluliselt tekstuuri tugevust ja parandab ühtlust, kusjuures HT2 näitab kõige olulisemat mõju: 1040 kraadi lahusega töötlemine koos kahekordse vananemisega kutsub esile alamtera piiride moodustumise, suurendades väikese -nurgaga graanulite (LAGB) osakaalu 39,1%-ni (kõrgeim kõigist kuumtöötlustest). See parandab oluliselt gradiendi struktuuri mitmes{5}skaala koordineeritud deformatsioonivõimet ja soodustab isotroopset käitumist.
Lahuse -järgne kuumtöötlemine vähendab märkimisväärselt jääkpingeid ja soodustab Lavesi faasi olulist lahustumist (lahustuvusaste suureneb monotoonselt lahuse temperatuuriga); suure-läbilaskevõimega SLM täiustab oma suure jahutuskiiruse tõttu ladestunud mikrostruktuuri, kuid hilisem kuumtöötlemine põhjustab teravilja märkimisväärset jämedust. Märkimisväärne on see, et pärast lahuse töötlemist temperatuuril 980 kraadi jääb väike kogus δ-Ni3Nb faasi, mis näitab, et see temperatuur on allpool δ-Ni3Nb faasi lahuse joont.
5. Tõmbeomadused
Tõmbemurd kontsentreeriti peaaegu täielikult kompositsiooni üleminekutsoonis 30% IN718 + 70% 316L ja 40% IN718 + 60% 316L piirkondade vahel, kus elementide eraldamine oli kõige tugevam. Ainus erand oli HT2 kuumtöödeldud olekus, kus luumurd algas 50% 316L + 50% IN718 piirkonnas ja sellega kaasnes märkimisväärne kaelus. Need leiud näitavad kvantitatiivselt, et 316L/IN718 funktsionaalselt sorteeritud materjalide (FGM) kandevõimes domineerivad koostise gradiendi variatsioonid.
Kui lahuse temperatuur on 1040 kraadi, paraneb nii materjali tugevus kui ka plastilisus. Ühekordse vananemistöötluse korral parandab HT1 protsess oluliselt 316L/IN718 funktsionaalselt sorteeritud materjalide (FGM) tugevust paremini kui HT2, tugevdades 6,58%. HT2-ga töödeldud proovis ilmnes kõige olulisem pikenemine 1040 kraadise lahuse temperatuuril, suurenedes ligikaudu 62,99%.Need tulemused näitavad, et 1040-kraadise lahuse temperatuuril soodustab ühekordne vananemine tugevuse paranemist, samas kui kahekordne vanandamine soodustab plastilisuse paranemist.
Kui lahuse töötlemise temperatuur langeb 980 kraadini, suureneb materjali tugevus (suurem kahekordse vanandamise korral ja parem ühekordse vanandamise korral), kuid plastilisus väheneb võrreldes ladestunud olekuga.Tugevuse ja plastilisuse kombineeritud paranemine näitab, et HT2 on 316L/IN718 funktsionaalselt sorteeritud materjalide optimaalne kuumtöötlus.
6.kokkuvõtteks
(1) Lahuse temperatuur domineerib faaside evolutsiooni teel, samas kui vananemise mõju on tühine. Lahuse temperatuur, mis on suurem või võrdne 1040 kraadiga, võib märkimisväärselt lahustada Lavesi faasi ja pärssida δ-Ni3Nb faasi moodustumist, vabastades seeläbi Nb elemente järgnevaks ″/ ′ tugevdusfaasi sadestamiseks, mis on vajalik eeldus tugevuse ja plastilisuse vahelise hea tasakaalu saavutamiseks.
(2) Vananemismeetodid võimaldavad kontrollida tugevust{1}}plastilisust. Topeltvanandamine pärast lahuse töötlemist 1040 kraadi juures võib suurendada plastilisust ligikaudu 30% võrra, ilma et see kahjustaks tugevust, muutes selle sobivaks suure plastilisusega rakenduste jaoks. Vastupidi, lahuse töötlemine 980 kraadi juures kutsub esile nõel-nagu δ-Ni3Nb faaside sadenemise piki terade piire; see toob kaasa plastilisuse olulise vähenemise nii ühe- kui ka topeltvanandamise korral ja seetõttu soovitatakse seda kasutada ainult rakendustes, kus domineerib keskmise temperatuuriga{11}}libisemine.
(3) Gradientkomponendid nõuavad "kõrge-temperatuuri homogeniseerimist, millele järgneb madalal temperatuuril vananemine". IN718-ga rikastatud piirkond ise on rikas Nb- ja Mo-elementide poolest, mistõttu on vaja eeltöötlust lahusega temperatuuril, mis on suurem või võrdne 1040 kraadiga; vastasel juhul moodustub järgnev madalal -temperatuuril vananemine pideva nõela-nagu δ-Ni3Nb faasivõrk, mille tulemuseks on toatemperatuuri vastupidavuse{11}}kadu, mis on suurem või võrdne 40%. Seda töötlemisjärjestust võib kasutada sarnaste funktsionaalselt sorteeritud materjalide (FGM) kuumtöötlemise üldpõhimõttena pärast selektiivset lasersulatamist (SLM).
(4) Gradientmaterjalide iseloomustamine peaks järgima kolmeetapilist teiseks, deformatsioonivälja jaotuskaardid ε(x) joonistatakse täis-välja digitaalse kujutise korrelatsiooni (DIC) tehnoloogia abil ja lokaalse pinge-deformatsiooni (σ-ε) konstitutiivsed seosed saadakse mikro-/nano-skaala mehaanilise testimise teel; lõpuks kalibreeritakse lõplike elementide analüüsiga (FEA) manustatud gradiendi konstitutiivne mudel. See kinnitusahel võib lahutada üldise vastuse ruumiliselt lahendatud kujunduse lubatud väärtusteks, võimaldades seeläbi protsessi{11}}peenhäälestada ja hinnata teenuse usaldusväärsust.
