เมื่อเปรียบเทียบกับการสะสมพลังงานตามทิศทางแล้ว การหลอมด้วยเลเซอร์แบบเลือกสรรได้รับการศึกษาน้อยกว่าสำหรับการผลิตวัสดุเกรดตามหน้าที่ และหน้าต่าง-การประมวลผลหลังยังไม่ชัดเจน
นักวิจัยของเราใช้เทคโนโลยี SLM เพื่อเตรียมวัสดุเกรดตามหน้าที่ 316L/IN718 และประเมินอย่างเป็นระบบถึงผลกระทบของกระบวนการบำบัดความร้อนแบบตัวแทนต่อวิวัฒนาการของเฟสและคุณสมบัติแรงดึง
1.การเตรียม SLM สำหรับวัสดุเกรดตามหน้าที่ 316L/IN718
2. กระบวนการบำบัดความร้อน
จากการวิเคราะห์ในรูปข้างต้น ได้มีการออกแบบแผนการรักษาความร้อนแบบไล่ระดับ เลือกอุณหภูมิของสารละลายสองแบบ: 980 องศา (ต่ำกว่าอุณหภูมิของสารละลาย) และ 1,040 องศา (เหนืออุณหภูมิของสารละลาย) รวมกับกลยุทธ์การบ่มสองแบบ: การบ่มเดี่ยวที่ 720 องศา และการบ่มสองครั้งที่ 720 องศา + 620 องศา จากข้อมูลนี้ จึงมีการตั้งค่าการทดลองควบคุมห้าชุด:
กลุ่ม AD (สถานะฝาก): คงอยู่ในสถานะการเตรียมการดั้งเดิม
กลุ่ม HT1: การบำบัดด้วยสารละลาย 1,040 องศาเป็นเวลา 1 ชั่วโมง (การชุบน้ำ) + 720 การบ่มครั้งเดียวเป็นเวลา 8 ชั่วโมง (ระบายความร้อนด้วยอากาศ);
กลุ่ม HT2: การบำบัดด้วยสารละลาย 1,040 องศา เป็นเวลา 1 ชั่วโมง (การชุบน้ำ) + 720 การบ่มระดับ เป็นเวลา 8 ชั่วโมง ตามด้วยการบ่ม 620 องศา เป็นเวลา 8 ชั่วโมง (การระบายความร้อนด้วยเตา);
กลุ่ม HT3: การบำบัดด้วยสารละลาย 980 องศาเป็นเวลา 1 ชั่วโมง (การชุบน้ำ) + 720 การบ่มครั้งเดียวเป็นเวลา 8 ชั่วโมง (ระบายความร้อนด้วยอากาศ);
กลุ่ม HT4: การบำบัดด้วยสารละลาย 980 องศา เป็นเวลา 1 ชั่วโมง (การชุบน้ำ) การบ่ม + 720 องศา เป็นเวลา 8 ชั่วโมง ตามด้วยการบ่ม 620 องศา เป็นเวลา 8 ชั่วโมง (การระบายความร้อนด้วยเตาหลอม)
3. การเปลี่ยนแปลงเฟสหลังการบำบัดความร้อน
รูปแบบ X-การเลี้ยวเบนรังสี (XRD) ห้าชุดในระนาบ Y-Z ภายใต้สภาวะการรักษาความร้อนที่แตกต่างกัน โดยมีพื้นที่ทดสอบครอบคลุม: ภูมิภาค 1 (เนื้อหา IN718 70-100%), ภูมิภาค 2 (เนื้อหา IN718 40-70%) และภูมิภาค 3 (เนื้อหา IN718 0-30%)
ความเข้มสูงสุดของการเลี้ยวเบนภายใต้เงื่อนไขการบำบัดความร้อนทั้งห้าไม่ได้แสดงความแตกต่างที่มีนัยสำคัญ การสะท้อนของแบรกก์ของเฟสออสเทนนิติก-โดยเฉพาะอย่างยิ่งจุดสูงสุดที่แข็งแกร่ง (111) และ (200) ของใบหน้า-โครงสร้างลูกบาศก์ที่อยู่ตรงกลาง (FCC)- มีอิทธิพลเหนือรูปแบบการเลี้ยวเบน
ในตัวอย่างที่บำบัด HT1- จากบริเวณ 1 ความเข้มของพีค (111) และ (220) สูงกว่าความเข้มข้นของพีคที่มีสถานะสะสม (AD) นอกจากนี้ กลุ่มที่ได้รับการบำบัดด้วยความร้อนทั้งหมดแสดงพีคของการเลี้ยวเบน (311) ซึ่งบ่งชี้ว่ามีเฟสการเสริมแรงเพิ่มเติมเกิดขึ้นหลังการบำบัดความร้อน
ภายใต้เงื่อนไข HT1 ยอดการเลี้ยวเบนในภูมิภาค 2 จะกว้างขึ้นและมีความเข้มต่ำกว่า บ่งชี้ว่าความเสถียรของเฟสในภูมิภาคนี้จะอ่อนลง
ในพื้นที่ 3 ความเข้มข้นของจุดสูงสุด (111) ในตัวอย่างที่ได้รับ HT3- ได้รับการปรับปรุงอย่างมีนัยสำคัญ โดยเฉพาะอย่างยิ่ง ตรวจพบเฟสการเสริมกำลัง ' และ " ในรูปแบบ XRD ของภูมิภาค 1 การระบายความร้อนอย่างรวดเร็วระหว่างการเตรียม SLM ที่ให้ปริมาณงานสูงไม่เอื้อต่อการตกตะกอนของเฟส ' และ " ในขณะที่การบำบัดความร้อนให้เวลาที่เพียงพอสำหรับการตกตะกอนของขั้นตอนการเสริมความแข็งแกร่งเหล่านี้ ซึ่งอธิบายการเพิ่มขึ้นของความเข้มของพีคระนาบคริสตัล (200) และ (220) และการปรากฏตัวของจุดสูงสุด (311) หลังการบำบัดความร้อน
หลังการให้ความร้อนด้วย HT2 และ HT4 แล้ว ยังตรวจพบจุดสูงสุดของการเลี้ยวเบน (311) ของระยะ ' และ " ในรูปแบบ XRD อย่างไรก็ตาม เมื่อเปรียบเทียบกับจุดสูงสุดของการเลี้ยวเบน (311) หลังการบำบัดด้วยสารละลายและการเกิดริ้วรอยเดี่ยว จุดสูงสุดของการเลี้ยวเบนหลังการเกิดริ้วรอยสองเท่ามีความเข้มข้นมากขึ้น ซึ่งบ่งชี้ว่ากระบวนการการแก่ชราสองเท่าได้ส่งเสริมการก่อตัวของระยะการทำให้แข็งแกร่งขึ้น ความเข้มของพีคการเลี้ยวเบนของเฟสเสริมความแข็งแรงมีความสำคัญอย่างยิ่งภายใต้เงื่อนไขการบำบัดด้วย HT2 ซึ่งบ่งชี้ว่าการบำบัดด้วยความร้อนนี้ส่งเสริมการตกตะกอนของเฟส ' และ " มากกว่า ผลการตกตะกอนของเฟสเสริมความแข็งแกร่งคาดว่าจะส่งผลเชิงบวกต่อคุณสมบัติเชิงกลของสถานะที่ได้รับการบำบัดด้วย HT2 อย่างไรก็ตาม การวางแนวผลึกของพีคหลัก (111) ไม่ได้เปลี่ยนแปลงอย่างมีนัยสำคัญ ซึ่งบ่งชี้ว่าการบำบัดความร้อนไม่ได้เปลี่ยนการวางแนวที่ต้องการของ 316L/IN718 ในการใช้งาน วัสดุเกรด
4.โครงสร้างจุลภาคหลังการรักษาความร้อน
ภายใต้เงื่อนไขการทับถม (AD) ระยะ-สายโซ่ลาเวสยาวมีอยู่ในภูมิภาค 1 เนื่องจากมีปริมาณ IN718 สูงในภูมิภาคนี้ เฟสร่ำรวย Nb- จำนวนมากจึงตกตะกอนในบริเวณขอบเกรน โดยมีองค์ประกอบเป็น (Ni, Fe, Cr)2(Nb, Mo, Ti) ภายใต้การรักษาด้วย HT1 ระยะ Laves ส่วนใหญ่จะผ่านการสลายและการแตกหัก และระยะที่เหลือจะเปลี่ยนเป็นสัณฐานวิทยาแบบละเอียด ในการรักษา HT3 ระยะ Laves ยังเปลี่ยนเป็นรูปแบบละเอียดผ่านกระบวนการละลาย พร้อมด้วยการตกตะกอนของระยะเข็ม-เหมือน/ร็อด-เช่น δ-ระยะ Ni3Nb สิ่งนี้บ่งชี้ว่าทั้งตัวอย่าง HT1 และ HT3 ทำให้เกิดการแยกการแพร่กระจายขององค์ประกอบ (Ni, Nb, C, Mo) ในภูมิภาค 1 ซึ่งเป็นปรากฏการณ์ที่สอดคล้องกับผลลัพธ์ของ-การวัดการกระจายทางสถิติในแหล่งกำเนิดของโลหะในตัวอย่างที่สะสมและความร้อน{-ที่ได้รับการบำบัดโดยใช้-ไมโครบีม X- สเปกโทรสโกปีรังสีฟลูออเรสเซนซ์ความละเอียดสูง
ผลการวิเคราะห์หลายสเกลยืนยันว่าการควบคุมความสามารถในการละลายของเฟส Laves ผ่านอุณหภูมิของสารละลายและการควบคุมสัณฐานวิทยาของเฟส δ-Ni3Nb ตลอดระยะเวลาการบ่ม จะทำให้สามารถบรรลุการเพิ่มประสิทธิภาพการทำงานร่วมกันของความแข็งแรงและความเป็นพลาสติกของวัสดุไล่ระดับได้ ข้อมูลนี้ให้หลักการชี้แนะทางวิศวกรรมระยะสำคัญสำหรับการพัฒนากระบวนการบำบัดความร้อนแบบไล่ระดับแบบใหม่
วิวัฒนาการของโครงสร้างจุลภาคของภูมิภาค 3 ภายใต้ระบบการบำบัดความร้อนที่แตกต่างกันเผยให้เห็นจลนศาสตร์ของการเปลี่ยนเฟสซึ่งขับเคลื่อนโดยผลการจับคู่ของการไล่ระดับองค์ประกอบและประวัติความร้อน มีการสรุปกลไกวิวัฒนาการของโครงสร้างจุลภาคข้าม-ของภูมิภาคนี้ และกลไกความสัมพันธ์ระหว่างการบำบัดความร้อน วิศวกรรมขอบเขตเกรน และคุณสมบัติทางกลได้ถูกสร้างขึ้น ภายใต้เงื่อนไขการสะสม (AD) บริเวณที่โดดเด่น 316L- (Cr/Ni=1.82) ตามเส้นทางเฟอร์ไรท์-ออสเทนไนต์ (FA) คู่- เส้นทางการแข็งตัวของเฟส ทำให้เกิดโครงสร้างเดนไดรต์ของเซลล์ หลังการให้ความร้อนด้วย HT1 อัตราส่วน Cr/Ni จะลดลงเหลือ 1.35 การแปลงองค์ประกอบนี้ช่วยส่งเสริมเส้นทางการแข็งตัวจากเฟส-ออสเทนไนต์คู่-เฟอร์ไรต์ไปเป็นโครงสร้างเฟสเดียวออสเตนิติกที่สมบูรณ์- ซึ่งช่วยลดปริมาณเฟอร์ไรต์ระหว่างเดนไดรต์ได้อย่างมาก การระบุเฟสเป็นการยืนยันการเปลี่ยนแปลงนี้: เฟส FCC คือ -เมทริกซ์ออสเทนไนต์, เฟส BCC คือ δ- เฟอร์ไรต์ และ Ni3Al สอดคล้องกับ ' เฟสตกตะกอน ภูมิภาคที่ 3 ถูกครอบงำโดยออสเทนไนต์ ซึ่งมีเฟอร์ไรต์กระจายอยู่จำนวนเล็กน้อย เศษส่วนปริมาตรของเฟอร์ไรต์ที่วัดโดยการวิเคราะห์ภาพเชิงปริมาณคือ 3.5% (AD), 0.7% (HT1), 0.2% (HT2), 1.5% (HT3) และ 0.8% (HT4) ตามลำดับ ซึ่งยืนยันว่าปริมาณเฟอร์ไรต์ในสถานะที่ได้รับความร้อนทั้งหมด-นั้นต่ำกว่าปริมาณในสถานะที่สะสมไว้
การได้รับความร้อนหลังการทับถม-ส่งเสริมให้เกิดการตกผลึกซ้ำแบบคงที่ ซึ่งนำไปสู่การทำให้เกรนหยาบและลดระยะห่างของเดนไดรต์ลงอย่างมาก ผลเสริมฤทธิ์กันของการไล่ระดับองค์ประกอบก็มีความสำคัญเช่นกัน: ตามทิศทางการขึ้นรูป (ปริมาณ IN718 เพิ่มขึ้นจาก 0 ถึง 100 wt%) อัตราการทำความเย็นเฉพาะที่ที่ลดลงจะทำให้เกิดการแข็งตัวของแขนเดนไดรต์ทีละน้อย ตัวอย่างที่สะสมอยู่ในบริเวณที่ 3 มีลักษณะพิเศษคือเม็ดเกรนที่สมดุลละเอียด โดยมีขนาดเกรนที่เล็กกว่า (~8.4 μm) ที่ด้านล่างของบ่อหลอมเหลวเนื่องจากการหลอมใหม่ด้วยเลเซอร์ ในทางตรงกันข้าม -ตัวอย่างที่ได้รับความร้อนจะมีการกระจายขนาดเกรนที่สม่ำเสมอมากกว่า แต่เกรนหยาบเกิดขึ้นในภูมิภาคที่ 3 หลังจากการอบชุบด้วยความร้อน-ขนาดเกรนเฉลี่ยของตัวอย่าง HT1 และ HT3 คือ 10.40 μm และ 11.64 μm ตามลำดับ การหยาบนี้มีสาเหตุหลักมาจากผลเสริมฤทธิ์กันของการสะสมความร้อนและอัตราการเย็นตัว: บริเวณที่ 3 ตั้งอยู่ที่ด้านล่างของวัสดุไล่ระดับสี ส่งผลให้มีการสะสมความร้อนน้อยลงในระหว่างกระบวนการ SLM พลังงานสูง-และเมล็ดเริ่มต้นที่ละเอียดกว่า ในขณะที่กระบวนการทำให้เย็นลงอย่างช้าๆ หลังจากการอบชุบด้วยความร้อนจะทำให้มีเวลาเพียงพอสำหรับการเจริญเติบโตของเมล็ดพืช นอกจากนี้ ตัวอย่างยังมีผลึกเรียงเป็นแนวต่อเนื่องกันซึ่งสามารถทะลุผ่านหลายชั้นได้ เนื่องจากลักษณะการแข็งตัวของทิศทางที่รวดเร็วของกระบวนการ SLM ทิศทางการเติบโตของเกรนมักจะสอดคล้องกับทิศทางของการไล่ระดับอุณหภูมิสูงสุด (เช่น ตั้งฉากกับด้านล่างของแอ่งหลอมเหลว)
การบำบัดด้วยสารละลายจะลดความแข็งแรงของพื้นผิวลงอย่างมากและปรับปรุงความสม่ำเสมอ โดยที่ HT2 แสดงผลที่สำคัญที่สุด: การบำบัดด้วยสารละลาย 1040 องศารวมกับการบ่มสองเท่าจะทำให้เกิดการก่อตัวของขอบเขตของ subgrain เพิ่มสัดส่วนของขอบเขตของเกรนมุมขนาดเล็ก (LAGB) เป็น 39.1% (สูงสุดในบรรดาการบำบัดด้วยความร้อนทั้งหมด) สิ่งนี้ช่วยปรับปรุงความสามารถในการเปลี่ยนรูปที่มีการประสานกันหลายระดับ- อย่างมากของโครงสร้างเกรเดียนต์ และส่งเสริมพฤติกรรมไอโซโทรปิก
การอบชุบด้วยความร้อนหลัง-จะช่วยลดความเครียดตกค้างได้อย่างมาก และส่งเสริมการละลายของเฟส Laves อย่างมาก (ระดับการละลายจะเพิ่มขึ้นอย่างซ้ำซากจำเจตามอุณหภูมิของสารละลาย) SLM ปริมาณงานสูง-โดยเนื้อแท้จะปรับแต่งโครงสร้างจุลภาคที่สะสมอยู่เนื่องจากมีอัตราการเย็นตัวสูง แต่การบำบัดความร้อนในภายหลังจะทำให้เกิดการหยาบของเกรนอย่างมีนัยสำคัญ โดยเฉพาะอย่างยิ่ง เฟส δ-Ni3Nb จำนวนเล็กน้อยยังคงอยู่หลังการบำบัดสารละลายที่ 980 องศา ซึ่งบ่งชี้ว่าอุณหภูมินี้ต่ำกว่าเส้นสารละลายเฟส δ-Ni3Nb
5. คุณสมบัติแรงดึง
การแตกหักของแรงดึงเกือบทั้งหมดกระจุกตัวอยู่ในโซนการเปลี่ยนผ่านแบบองค์ประกอบระหว่างบริเวณ 30% IN718 + 70% 316L และ 40% IN718 + 60% 316L ซึ่งการแยกองค์ประกอบเด่นชัดที่สุด ข้อยกเว้นเพียงอย่างเดียวเกิดขึ้นในสถานะที่ได้รับการรักษาด้วยความร้อน HT2- โดยที่การแตกหักเริ่มต้นที่ 50% 316L + 50% ภูมิภาค IN718 และมีอาการคอเคล็ดอย่างรุนแรงร่วมด้วย การค้นพบเหล่านี้แสดงให้เห็นในเชิงปริมาณว่าความแปรผันของการไล่ระดับเชิงองค์ประกอบมีอิทธิพลเหนือ-ความสามารถในการรับน้ำหนักของวัสดุเกรดตามหน้าที่ (FGM) 316L/IN718
เมื่ออุณหภูมิของสารละลายอยู่ที่ 1,040 องศา ทั้งความแข็งแรงและความเป็นพลาสติกของวัสดุจะดีขึ้น ภายใต้การบำบัดแบบ Single Aging กระบวนการ HT1 จะปรับปรุงความแข็งแรงของวัสดุเกรดตามหน้าที่ (FGM) 316L/IN718 ได้ดีกว่า HT2 อย่างมีนัยสำคัญ โดยมีผลการเสริมความแข็งแกร่งที่ 6.58% ตัวอย่างที่บำบัดด้วย HT2 แสดงให้เห็นการยืดตัวที่เพิ่มขึ้นอย่างมีนัยสำคัญที่สุดที่อุณหภูมิสารละลาย 1,040 องศา โดยเพิ่มขึ้นประมาณ 62.99%ผลลัพธ์เหล่านี้บ่งชี้ว่าที่อุณหภูมิสารละลาย 1,040 องศา การบ่มเดี่ยวจะเอื้อต่อการปรับปรุงความแข็งแรงมากกว่า ในขณะที่การบ่มสองเท่าจะเอื้อต่อการปรับปรุงความเป็นพลาสติกมากกว่า
เมื่ออุณหภูมิในการบำบัดสารละลายลดลงถึง 980 องศา ความแข็งแรงของวัสดุจะเพิ่มขึ้น (สูงขึ้นเมื่อมีอายุสองเท่าและดีขึ้นเมื่อมีอายุครั้งเดียว) แต่ความเป็นพลาสติกจะลดลงเมื่อเทียบกับสถานะที่สะสมการปรับปรุงความแข็งแรงและความเป็นพลาสติกร่วมกันบ่งชี้ว่า HT2 เป็นการอบชุบความร้อนที่เหมาะสมที่สุดสำหรับวัสดุเกรดตามการใช้งาน 316L/IN718
6.สรุปแล้ว
(1) อุณหภูมิของสารละลายมีอิทธิพลเหนือเส้นทางวิวัฒนาการของเฟส ในขณะที่ผลกระทบของการแก่ชรานั้นไม่มีนัยสำคัญ อุณหภูมิของสารละลายที่มากกว่าหรือเท่ากับ 1,040 องศาสามารถละลายเฟส Laves ได้อย่างมีนัยสำคัญและยับยั้งการก่อตัวของเฟส δ- Ni3Nb ดังนั้นจึงปล่อยองค์ประกอบ Nb สำหรับการตกตะกอนในภายหลังของระยะการเสริมความแข็งแรง ″/ ′ ซึ่งเป็นข้อกำหนดเบื้องต้นที่จำเป็นสำหรับการได้รับความสมดุลที่ดีระหว่างความแข็งแรงและความเป็นพลาสติก
(2)วิธีการบ่มช่วยให้สามารถควบคุมความแข็งแรง-ความเป็นพลาสติกได้ การบ่มสองเท่าหลังการบำบัดด้วยสารละลายที่อุณหภูมิ 1,040 องศาสามารถเพิ่มความเป็นพลาสติกได้ประมาณ 30% โดยไม่สูญเสียความแข็งแรง ทำให้เหมาะสำหรับการใช้งานที่มีความเป็นพลาสติกสูง- ในทางกลับกัน การบำบัดสารละลายที่ 980 องศาทำให้เกิดการตกตะกอนของเฟส Ni3Nb ของเข็ม-เช่น δ- ตามแนวขอบเขตเกรน สิ่งนี้นำไปสู่การลดลงอย่างมีนัยสำคัญของความเป็นพลาสติกภายใต้การเสื่อมสภาพทั้งแบบเดี่ยวและแบบคู่ ดังนั้นจึงแนะนำเฉพาะสำหรับการใช้งานที่มีการคืบคลานของอุณหภูมิปานกลางเท่านั้น
(3)ส่วนประกอบเกรเดียนต์ต้องใช้กลยุทธ์ "การทำให้เป็นเนื้อเดียวกันที่อุณหภูมิสูง- ตามด้วย-การบ่มที่อุณหภูมิต่ำ" บริเวณที่ได้รับการเสริมสมรรถนะ IN718 นั้นอุดมไปด้วยองค์ประกอบ Nb และ Mo ซึ่งจำเป็นต้องมีการบำบัดก่อนสารละลายที่มากกว่าหรือเท่ากับ 1040 องศา มิฉะนั้น การเสื่อมสภาพของอุณหภูมิต่ำ-ตามมาจะก่อให้เกิดเข็มต่อเนื่อง-เช่น δ-เครือข่ายเฟส Ni3Nb ส่งผลให้ความเหนียวของอุณหภูมิห้อง-สูญเสียมากกว่าหรือเท่ากับ 40% ลำดับการบำบัดนี้สามารถใช้เป็นหลักการออกแบบทั่วไปสำหรับการบำบัดความร้อนภายหลังการหลอมด้วยเลเซอร์แบบเลือกสรร (SLM) ของวัสดุที่มีเกรดเชิงหน้าที่คล้ายคลึงกัน (FGM)
(4) การระบุคุณลักษณะของวัสดุไล่ระดับสีควรเป็นไปตามกระบวนการลูปปิด-สามขั้นตอน: ขั้นแรก ทำการคัดกรองล่วงหน้าด้วยแรงดึงด้วยตาเปล่า-เพื่อระบุความแตกต่างของแบทช์-ถึง- ประการที่สอง แผนที่การกระจายสนามความเครียด ε(x) ได้รับการพล็อตโดยใช้เทคโนโลยีความสัมพันธ์ภาพดิจิทัล (DIC) แบบเต็ม- และความเครียดเฉพาะที่-ความสัมพันธ์ที่เป็นส่วนประกอบ (σ-ε) ได้มาจากการทดสอบทางกลระดับไมโคร/นาโน- ในที่สุด โมเดลเชิงประกอบการไล่ระดับสีที่ฝังอยู่กับการวิเคราะห์องค์ประกอบไฟไนต์ (FEA) จะได้รับการสอบเทียบ สายการตรวจสอบนี้สามารถแยกการตอบสนองโดยรวมออกเป็นค่าที่อนุญาตในการออกแบบที่มีการแก้ไขเชิงพื้นที่ ซึ่งช่วยให้-ปรับแต่งกระบวนการอย่างละเอียดและประเมินความน่าเชื่อถือของบริการได้
