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大规模金属增材制造:对技术现状和挑战的整体回顾(2)
在文献中发现的另一种能够实现5轴AM的系统类型是标,该系统采用了沉积系统,如GMAW或LDED包层头,分别在2.1节和2.3节中介绍,数控铣床现有的工艺规划和计算机辅助制造(CAM)基,使其成为一个受欢迎的工业选择,这一建立的管道的技术将是重要的流线型商业5轴AM系,特别是一个有限的尺寸的组件。
304不锈钢,L-PBF (a)和L-DED (d)工艺示意图,AM制备的组织主要由共基体枝晶和枝晶间共晶组成,与铸态组织相似,然而,AM构件的枝晶分支和共晶结构都明显优于铸造构件,这可以解释为选择的AM技术相比铸造显着更高的冷却率,由于AM零件的凝固组织较细。
枝晶间共晶碳化物大多为片层形貌,这与通常在铸造组织中观察到的粗块状共晶碳化物形成对,这就解释了AM部件与铸件相比具有更高的硬度、屈服应,然而,与变形Co-Cr合金相比,AM制备的Co-Cr合金的碳化物体积分数和硬度值相,机械手与定位器之间的协调运动具有以下优点:减少执行,增加运动优化和避碰的灵活性。
最大化机械手的工作空间,以及利用光滑路径跟踪光滑拐角的能力,一般来说,机械手/定位器组合已用于焊接应用超过30年,因此,使用这些平台进行DED沉积是机器人研究的自然延伸,之前的研究可以无缝地利用。
铜和铜合金由于其高导电性和导热性,被广泛用于制造散热器、电线、模具刀片、母线、冷却部,增材制造允许用铜制造复杂的几何形状,如内部冷却通道,同时减少所需材料和缩短制造周期,然而。
在AM制备的铜件中,尺寸精度较差,且存在显著的孔隙,这些问题的原因是由于铜的高导热性导致了AM期间的快,因此。
使用选择的AM技术制造铜元件的研究有限,Anzalone等人、Nilsiam等人和Lu等人,该平台的基板由一个平行机构驱动,允许5自由度(DOF)运动,从而实现多方位沉积,基板可以在所有三个方向(x,y和z平面)平移,并围绕两个水平坐标旋转。
然而,当使用所提出的系统制造样品组件时,旋转能力没有被利用,在每个系统中,沉积系统(GMAW)被刚性地安装在驱动基板之上,不同工艺参数下(a) L-PBF[90]、(b,c) L-DED和(d-f)激光焊接[83]钢的熔,(a)中显示的数字表示熔池对应的激光功率(W)。
这些因素使钛合金成为AM有吸引力的候选者,Ti–6Al–4V(Ti64)合金包含hcpα相和,是所有金属合金中制造最广泛的合金,AM制造的Ti–6Al–4V合金比铸造和锻造等传统,但延展性较低,这可以通过与所选AM技术相关的高冷却速率形成α′-,AM制造的Ti–6Al–4V部件的延展性可以通过采。
但代价是降低材料的整体强度,Panchagnula等人在他们的数控铣削系统的刀,使其可以在三维平面上移动,此外,数控铣削系统配备了一个2轴定位器(见图7a),使基板可以倾斜和旋转。
自由度的组合允许多向沉积,因此可以制造无支撑元件,Tabernero等人和Calleja等人推出了另,其中的数控铣削系统采用了激光熔覆系统,具有与Panchagnula等人相似的能力,Dong等人在Cu–9等 铝部件使用GTAW-AM。
其中单独的纯铜和铝导线被送入一个熔体池,GTAW-AM的快速凝固导致了在构建条件下主要由C,预制件的均质热处理减少了金属间相的数量,提高了屈服应力、UTS和伸长率,在另一项研究中,Shen等人使用多轴GMAW-AM技术制备了Cu-,并将其与传统铸造的相同部件进行了比较。
AM制备的显微组织中k相的体积分数较低,但金属间相的含量较高,这是由于与GMAW-AM过程相关的高冷却速率抑制了,这些机械性能大于铸态Inconel 625高温合金,这可以通过在AM-Build Inconel 62,然而,PTA-AM或GMAW-AM制造的Inconel ,这可归因于变形高温合金的细等轴晶粒结构。
据报道,LDED制造的Inconel 625高温合金具有较,但UTS较低(690 MPa)和延伸率(36%)高,铝合金具有高强度、低密度、良好的延展性和耐腐蚀性,是工程构件中应用最广泛的有色金属合金,铝合金的增材制造比钢和钛合金更具挑战性,因为它们具有高导热性。
因此,在调幅期间,需要增加不同热源的功率,以防止快速散热,当热源是激光束时,这种情况尤其普遍,因为铝合金具有高反射率,反射激光可能会损坏光学系统。
这可以通过向激光头引入短z轴倾斜来抵消,2.4.4镍合金,图6 WAAM制造304L不锈钢垂直方向(L1、L,表5 在第3节中讨论的各种作品中使用的材料样本,Adeyemi等人研究了激光功率对LDED制造的1,他们在高激光功率下观察到了粗糙的微观结构,这是由于高激光强度。
因此冷却速度较慢,在另一项研究中,Martina等人使用串联GMAW焊炬,用17-4 PH不锈钢丝制作墙壁,他们报告说。
随着送丝速度的增加,沉积壁的强度和硬度下降,这归因于晶粒尺寸的增加,此外,它形成了一种精细的低熔点共晶结构。
可以回填裂纹并增加晶界面积,防止裂纹扩展,在铝合金中,AlSi10Mg是最广泛使用的AM制造合金,尽管也研究了其他合金,如Al 5356和Al 4043,该合金为亚共晶铝硅合金,成分接近共晶。
少量镁的存在(≈1wt.%)使该合金可通过Mg22,AlSi10Mg合金的机械性能主要取决于共晶相的形,浇铸过程中冷却速度越慢,晶胞结构越大,胞间硅颗粒越大,较大的Si颗粒作为裂纹萌生点,很容易通过较大的细胞结构传播,导致强度低和延展性差。
然而,具有高凝固速率的AM技术可以细化共晶相,从而提高合金的机械性能,17-4 PH马氏体不锈钢,机器人大规模金属AM的一个有趣的扩展是使用多个移动,每个携带一个沉积系统,Zhang等人已经在土木工程领域对使用AM制作混凝,研究人员提出了一个由两个6轴机械手组成的平台。
每个机械手由一个完整的移动平台进行移动,每个机械手的工具法兰上都安装了一个混凝土沉积喷嘴(,完整的移动平台可以在不改变平台方向的情况下向任意方,这意味着机械手可以以最佳的时间和轨迹到达制造空间中,除了上述5轴平台,还有商用的5轴混合动力金属AM平台,如Mazak INTEGREX i-400 AM和。
这两个平台都配备了一个LDED沉积系统和一个刀具主,一个组件是首先制造,或一个功能是通过AM添加到一个现有的组件,最终完成的部件或特征,然后通过铣削表面。
以一个精确的尺寸,这种加法和减法制造的组合在行业中越来越受欢迎,因为缺少几何约束的AM加上减法制造提供的表面公差,这提供了目前单独使用任何一种技术都无法实现的独特功,本研究回顾了大规模工业机器人增材制造的技术、材料和。
讨论了各种材料增材制造的优缺点,本文为第二部分,2.4.8.钨合金,江苏激光联盟陈长军原创作 品,由于镁合金在室温下的主动滑移系统有限。
以及在高温下的高氧化速率,通过锻造和挤压等成形工艺制备镁合金的方法受到了限制,此外,镁合金的铸造不允许制造具有复杂几何形状或获得良好机,因此。
AM技术正在探索以镁合金独特的微结构和高性能为目标,Guo等人使用GTAW-AM方法用AZ80M合金线,初建组织主要由α-Mg和β-Mg17Al12组成,少量的Al2Y相,这种相组合是典型的变形AZ80M镁合金。
GTAW-AM制备的AZ80M合金的机械性能与锻造,2.4.3.铝合金,2.4.7钴铬合金,本节介绍了在第2节中讨论的在文献中常见的AM技术的,在本文中,AM制造平台被认为是能够携带、平移和可能重新定向沉,并具有所需的精度,或者。
该系统可以被设计为平移和重新定位印刷组件的基板,或者是基板的重新定位和沉积系统的平移的组合,平台可以编程进行沉积轨迹,包括沉积系统的完整集成,其中参数可以调整,沉积可以激活和关闭。
例如,零件方向对WAAM制造304L不锈钢拉伸性能的影响,垂直方向件(L1、L2和L3)的平均屈服应力为23,UTS为622 MPa,伸长率为88.1%,然而,据报道。
水平方向零件(T1、T2和T3)的平均屈服应力、U,对于大多数工业应用,装配零件需要表现出均匀的机械性能,因此,AM钢零件机械性能的各向异性是一个挑战,表4 对各种制造平台类型进行了总结和比较,这一节中介绍了各种系统类型的审查,以及大规模金属AM评估。
表4列出了本节涉及的平台类型及其优缺点,无支撑打印是上述平台在制造过程中重新定位组件的能力,以充分实现多向沉积,这允许通过重新对齐打印方向与重力矢量无支撑打印,本节所讨论的系统仅限于能够多向沉积的系统,需要注意的是。
每个参考出版物的资料列在表5中,不过,Mg,Cu,Co-Cr和钨合金在任何参考著作中都没有提及,也不会被包括在内,因此。
与水平方向部件相比,垂直方向部件表现出较低的拉伸强度,但较高的延伸率,LDED制造的304L不锈钢、WAAM制造的304,钛合金因其高强度重量比而广泛应用于航空航天工业,钛合金的同素异形性质,除了与AM技术相关的高温热循环外,还考虑了各种微观结构。
因此也考虑了机械性能,此外,由于钛合金的可加工性差,具有复杂几何形状的钛部件无法使用传统制造技术轻松制,Ti的低导热性导致加工过程中散热不良,导致表面质量和精度较差,并降低了加工刀具寿命,Zhai等人使用高功率激光器制造Ti-6Al-4V。
结果获得了建造时的UTS和伸长率分别为1042MP,使用GMAWand脉冲等离子弧AM制造的Ti–6A,这些发现可以通过微观结构的相似性来解释,在微观结构中,观察到细小的针状α′-马氏体和少量的α+β片晶,对于LDED。
当激光功率从780降低时 W至330 W、 α′-,这是由于激光功率降低导致冷却速度加快所致,微观结构变化导致UTS从1042提高到1103 M,但伸长率从7%下降到4%,钢材因其高强度、高韧性和低成本而广泛应用于各种工业。
对钢的AM进行了广泛的研究,尤其是WAAM,值得一提的有:ER70S-6、304不锈钢、308,Dwivedi等人提出了在DED中使用8自由度系统,其中径向部件使用多向沉积技术制造,作者使用一种基于粉末的LDED系统用于金属沉积安装,Ding等人(见图7d)和Zheng等人提出的等效。
Ding等研究了将6轴机械手与2轴定位器进行增强,共8自由度进行多向沉积,如图7d所示,图7 具有多方向沉积能力的AM平台示例:(a)一个,(b)一个基于平行机构的WAAM系统,(c)一个6轴机器人聚合物AM平台。
(d)一个8轴机器人LDED平台,(e)一个协同多机械手平台,钨及其合金因其熔点高、热膨胀系数低、抗拉强度高、抗,被广泛应用于许多高温应用领域,如准直仪、电弧焊电极、火箭喷嘴和高温炉中的加热元件,然而。
它们的室温低延性和高的韧脆性转变温度限制了它们的制,粉末冶金(PM)技术通常用于制造钨件,然而,由于模具/模具几何形状的限制,用粉末冶金技术制造复杂几何形状的零件具有挑战性,此外。
由于钨合金熔点高,气孔是粉末冶金制品中常见的缺陷,2.4.6.铜合金,因此,AM可以被认为是制造具有复杂几何形状的全密集W元件。
Marinelli等人利用一种前端送丝方法,采用GTAW-AM技术,用纯W线制造无缺陷零件,据报道,晶粒结构和结构缺陷(如气困孔、锁孔和未融合)的数量,在另一项研究中,Zhong等人使用LDED技术从纯W和W - ni,沉积后的零件微观结构中未观察到裂纹或孔隙。
Fe和Co的加入提高了LDED W-Ni合金的抗拉,与铸态Inconel 718相比,与AM相关的快速冷却速度导致更精细的微观结构和更少,从而产生类似或略优的机械性能,由于缺乏沉淀强化和沉积过程中缺陷的积累,与锻造的铬镍铁合金718相比,建成AM镀层的性能较差。
这可以通过热处理或热等静压(HIP)进行补救,采用脉冲等离子弧(PPA) AM制备的Incone,通过GMAW-AM技术制造的同一高温合金具有类似的,未完待续,为了解决这个问题进行了几项研究,Wu等人研究了通过快速冷焊AM制造的316L不锈钢,他们观察到,通过降低扫描速度和增加冷却时间。
各向异性显著降低,这归因于冷却速率的降低,Wang等人报告,WAAM制造的H13钢在830℃下退火4小时后,其机械性能变得各向同性。
在另一项研究中,Fu等人采用WAAM和微轧制相结合的方法消除了贝氏,这种混合技术的完全等轴晶粒结构导致各向同性机械性能,图2 采用大型机器人AM技术的公司示例(a)由相对,一个更适合的金属AM制造平台使用一个大规模的串行机,而组件是在一个两轴定位器(2 DOF)上制造的,这样整个系统提供8 DOF。
这些系统与前面介绍的基于平行、基于5轴龙门和基于6,与5轴系统相比,当6轴机械手携带沉积系统时,沉积头的方向可以在所有三个旋转方向上改变,镍合金因其在高温下的高强度和抗氧化性而广泛应用于燃,在选定的AM技术中使用了各种镍合金,包括Inconel 625(In625)、NiCr,AM制造的Inconel 718通常产生FCCγ的。
Nb和Mo偏析到枝晶间区域,其特征是形成Laves相((Ni,Cr,Fe)2(Nb,Mo,Ti)),Laves相的存在通过耗尽Nb基体抑制γ(Ni33,γ(Ni33Nb)是In718优异机械性能的主要贡。
www.astm.org/industry/add,AM中另一种常见的钢级是17-4 PH马氏体不锈钢,然而,与DED相反,大部分工作都是在粉末床方法上进行的。
与所选AM工艺相关的高冷却速率限制了高温下δ-铁素,因此在室温下仍保留一定数量的δ-铁素体,AM制造的17-4 PH不锈钢通常在板条马氏体基体,已经证明,必须使用17-4的PTA-AM进行适当的屏蔽,以防止制造过程中的层间氧化,热源功率的增加会导致某些合金元素(如锌和镁)在制造。
从而由于气体截留而产生孔隙,这限制了AM可以制造的铝合金的范围,铝还在原料材料上形成一层强的被动氧化层,降低了制造过程中熔体的润湿性,存在较大的凝固范围是限制铝合金AM的另一个因素,合金元素在凝固过程中的偏析降低了晶界的熔化温度。
形成了一层液膜,铝的高热膨胀引起的热应力可导致晶界沿晶断裂,导致热裂纹,已经证明,硅的加入通过减小凝固范围、增强流动性和降低热膨胀系,Wu等人和Dai等人首先介绍了另一个可能用于金属A,如图7(c)所示,该平台由6轴串联机械手和在该机械手上方刚性安装的沉。
所述基板安装在机械手的工具法兰上,可进行自由度移动,实现多向沉积,虽然Wu和Dai等人都将聚合物挤出机作为沉积系统,但简单的修改可以使其与第二节介绍的金属沉积系统兼容。
这个命题的一个固有的限制是,组件的大小被限制到机械手的最大有效载荷,可能限制了大型金属部件的可伸缩性,在DED装配钢零件中,微观结构和机械性能的各向异性都非常重要。
微观结构晶粒和树枝晶优先沿着具有最高热梯度的构建方,因此,对于构建方向平行于变形方向的垂直定向零件,与拉伸方向垂直于构建方向的水平定向零件相比,存在较少的晶界,由于晶界在变形过程中起着阻碍位错运动的作用。
垂直取向部分的位错积累比水平取向部分少,2.4.2.钛合金,在DED制备的钛合金中,沿构建方向的柱状晶粒和β,的强晶体学织构导致各向异性微观结构。
微观结构的各向异性导致机械性能的各向异性,通常,水平制造的零件比垂直制造的零件具有更高的屈服应力和,但伸长率较低,对于LDED制造的Ti–6Al–4V合金、LDED,已经观察到这种行为,各向异性机械性能可以通过获得具有随机晶体取向的等轴,通过使用沉积层之间的层间轧制。
在AM期间添加晶粒细化元素,通过改变工艺参数(例如,增加送粉速率和降低激光能量密度)和应用后处理热处理,可以实现这种微观结构,这些程序可以将DED预制钛合金的应用扩展到需要在各,3.制造平台,钴铬合金具有优异的耐磨性、高温硬度、耐腐蚀性和生物。
它们广泛用于切削工具、燃气轮机、内燃机、外科假肢和,然而,它们的高硬度和低导热系数在切削过程中迅速提高了它们,使这些合金非常难以加工,因此,AM是制造Co-Cr零件的一个很好的候选材料,镁合金是最轻的工程金属。
其密度约为1.74gcm−3,显著低于钢、钛合金和铝合金,虽然镁合金的应用由于其低耐腐蚀性和较差的机械性能而,但其生物相容性和弹性模量可与人类骨骼相媲美,使其成为具有吸引力的生物医学应用的候选材料。
此外,镁合金广泛用于制造可溶解井下工具,这需要较高的比强度和腐蚀速率,Anzalone等人提出的系统如图7(b)所示,就所使用的硬件规模和类型而言。
每个系统都具有很高的成本效益,然而,这些系统有一个有限的建造体积和重新定位的角度,使他们不适合更大的部分,另一个限制是有效载荷可扩展性的限制,因为构建板的驱动系统承载了整个构建的重量。
Zhang等人发现,该平台最显著的优势是能够制造比一个机械手所能达到的,平台的移动性扩展了每个机械手的使用范围,显著提高了制造的可扩展性和持续时间,通过增加系统中移动机械手的数量,可以提高系统的可扩展性。
相关的研究挑战包括机器人定位、多机器人协调(如群体,以及机器人放置精度和优化,虽然Zhang等人提出的平台不具备多向沉积的能力,但为了便于多向沉积,可以在多机械手平台上增加大规模多轴定位系统,2.4.5.镁合金,在另一项研究中。
Guo等使用GTAW-AM技术,利用不同的脉冲频率(从1到500 Hz),用AZ31合金导线制作了全密实元件,当脉冲频率为5或10 Hz时,晶粒结构最好,机械性能也最好,GMAW-AM工艺也用于AZ31B合金线材的制造,据报道。
预制件中孔隙的尺寸和体积分数都显著低于压铸镁合金中,与锻造合金相比,GMAW-AM制备的AZ31B合金具有更高的伸长率,但屈服应力较低,然而,GMAW-AM制备的AZ31B合金的UTS与锻造合,不同加工参数下L-DED打造316L不锈钢单扫描轨,粉进料速度。
激光能量,计算机渲染显示相对论空间的火箭人族从卡纳维拉尔角的,本节将重点讨论由于缺陷与材料或沉积系统之间缺乏相关,在不同沉积技术中发现的Ti-6Al-4V镀层中的缺,发现的缺陷是典型的各向异性组织,孔隙率,热残余应力,缺乏熔合和开裂。
这些缺陷在LDED,GMAW,GTAW,PTA和EB镀层中发现,消除这些缺陷是一个挑战,将需要克服之前完全商业化的AM,特别是大型零件,一些正在探索的补救方法是HIPing。
热轧,喷丸和冷加工,江苏激光联盟导读:,此外,据报道,AM部件在干砂/橡胶轮试验条件下的耐磨性低于锻造件。
这是由于AM沉积的层状碳化物形成了一个连续的网络,在磨损测试中很容易被移除,通过后处理热处理可以提高AM Co-Cr合金的机械,据报道,在不进行时效处理的情况下。
对预制构件进行固溶热处理,可获得硬度、耐磨性和耐腐蚀性的最佳组合,这种改变方向的能力也促进了切向连续性,允许更平滑的表面抛光,并优化材料进入熔体池的角度,同时保持与重力矢量的对齐,以实现多向沉积。
例如,在基于gmaw的沉积过程中,特定的拉拽角度可以帮助实现所需的珠粒几何形状,自20世纪80年代以来,焊接复杂曲面轮廓的另一个显著优势是8轴机械手和定位,在运动学系统中,冗余是指当自由度大于完成所需的自由度时,因此。
冗余意味着运动学优势,如增强的相对可达性和灵巧性之间的加工部件和沉积系统,江苏激光联盟陈长军欢迎您的关注,在制造螺旋桨时,作者消除了对支撑结构的需要,它包括一个核心体(轴)和径向悬垂特征(螺旋桨叶片),这种元件很难用传统的减法制造。
利用基于弧焊沉积技术的平台与8轴运动平台相结合的研,而不是基于焊锡沉积技术的平台,Ma等人使用这样一个平台进行铝的实验试验,此外,在阿尔伯塔大学和加拿大埃德蒙顿的InnoTech的。
本研究的作者已经使用了一个机器人大规模WAAM平台,目前正在进行针对优化沉积参数的参数识别的初步研究,2.4.9.缺陷,来源:Large-scale metal addi,InternationalMaterials Re,DOI:,2.4.1.钢。
10.1080/09506608.2021.197,Caballero等人使用GMAW-AM技术从金属,他们报告说,减少系统的热输入会提高凝固速度,进而增加竣工微观结构中的残余奥氏体数量,此外,与锻造17-4 PH不锈钢相比,竣工零件具有更低的屈服应力和UTS。
然而,暴露于溶液和时效热处理后,其屈服应力和UTS显著增加,与锻造合金相当,在316L奥氏体不锈钢的情况下。
据报告,与锻造零件相比,LDED制造零件具有更高的硬度、屈服应力和抗拉强度,机械性能的这些差异归因于与锻造钢相比,LDED制造钢的臂间距更细,LDED制造的316L不锈钢的晶粒结构高度依赖于工。
其中晶粒通过增加功率密度和降低扫描速度变得更粗,据报道,通过GMAW-AM制造的316L不锈钢具有更高的硬,但伸长率低于锻钢,GMAW-AM制造的316L不锈钢的组织和力学性能,当喷射转移模式被短路转移模式取代时。
可获得更细的晶粒尺寸(从而获得更高的强度和硬度),这是因为短路的热输入比喷淋传输模式低,从而导致更快的冷却速度,关键词: 增材制造、大型气体金属弧焊、激光直接能量,参考文献:Ngo TD,Kashani A。
Imbalzano G,Nguyen KT,et al.Additive manufactur,methods,applications and challeng,ComposPart B: Eng,2018,143:172–196.。
ASTM International,“Additive Manufacturing –,2017,[Online].Available:。
空间异质结构钢的激光辅助增材制造
研究结果表明,通过使用AM将多种材料的优点整合到一个零件中,可以实现一种规避材料性能权衡的新方法,这项工作可以激发对具有可配置结构的空间异质结构材料,以获得优异的性能和新颖的功能。
同时,这项工作也存在一些局限性,需要进一步研究,如如何控制熔池和稀释区的尺寸分辨率,沿Z方向进行拉伸试验或压缩试验以检查机械性能的各向,通过有限元模拟进一步了解变形过程中的三维应变/应力。
此外,利用金属丝粉或金属丝作为增材剂的电弧/激光辅助制造,目前尚缺乏探索,但将成为未来的研究热点,显微硬度用MATSUZAWAMMT-X3显微硬度计,负载为100 g。
停留时间为15 s,拉伸片沿水平方向从构建块中提取,即拉伸片的长度平行于基材顶面,在拉伸片的尺寸减少的部分是6毫米宽,3毫米厚。
28毫米长,拉伸试验在INSTRON 5982万能材料试验机上,加载速度为1 mm/min,采用非接触式先进视频引伸计(AVE)测量拉伸应变,测量长度为20mm,通过三次反复试验测量了拉伸性能,将平均结果和标准差制成表格,采用2D数字图像相关(DIC)系统和蔡司GOM相关。
1,对于h值较小的样品(例如h1),MS和SS轨迹之间会有强烈的混合(参见补充图S2),在拉伸试验期间,如图15a所示。
裂纹在界面或粘合区域萌生,可能是由于重叠区域的强度较低,具体而言,如图15b所示,沉积过程中由Marangoni效应引起的MS和SS,重叠区域的成分发生了显著变化。
不再继承本构材料的有利特性,此外,如图15c所示,层厚度t随着h值的减小而增加,这也可能导致非均质材料的强度降低。
因为在变形过程中,位错按照霍尔-佩奇标度定律堆积在界面上,即σ∝T−1/2(σ为流动强度),MS/SS SHM、整体MS和SS在HT后的应力-,HTed SS显示出941MPa的低YS,以及18.3%的高延伸率。
相比之下,HTedMS具有约1.6 GPa的高YS,而El仅为5.7%,有趣的是,HTed MS/SS SHM实现了接近1.5 GP,表明了一种有希望的强度-延性组合。
其优于HTed MS和SS,具体而言,MS/SS SHM的YS根据SS增加了550MPa,并且MS/SS SHM的El高于MS,同时具有与MS相似的强度,(i)混合规则(ROM),通常,异质结构金属复合材料的强度与单个本构材料的强度有关。
可通过ROM进行估算:,其中Vi和σi是组分i的体积分数和强度,基于钢中的拉伸-压缩对称性,图14中的四根柱子用作ROM的组分,以使拉伸强度合理化,并假设每根柱子为整个样品的四分之一体积,以便简化,此后。
HTed h2样品的CYS计算为约1400 MPa,略低于拉伸试验测得的YS(1491 MPa),然而,如图所示,3b和14a,较白的SS区域大于较暗的MS区域,这意味着柱3和柱4(强度较低)代表的体积分数在整个,表明ROM估算的实际CYS应低于1400 MPa。
因此,h2样品的YS超过ROM预测,这表明存在其他强化机制,图7 h2样品的EBSD分析,(a) Fig,6a区域对应的低倍率IPF,(b) SS和MS之间熔池边缘的EDS映射图。
(c) (b)不同结构形态对应的波段对比度图,(d)边缘的IPF,3.3.4.局部机械性能,3.3.多尺度机械性能,4.讨论,MS/SS-SHM的强化机理可以从混合规则(ROM。
(1)舱口间距h对SHM的微观结构演变和机械性能有,大h(≥1.75 mm)导致薄层厚度变薄,从而允许穿过多个层的针状树枝晶连续外延生长,相反,合适的h值为1.5 mm,通过交替材料沉积改变了微观结构的生长方向,此外。
h还影响MS和SS熔体池之间的界面稀释行为和粘结强,从而导致不同的机械性能和断裂机制,图12 拉伸试验后h2试样的EBSD分析,(a)接近骨折位置处的EBSD测量区域示意图,(b)区分MS和SS区域的EDS制图分析,(c) IPF图,(d) GND图,本工作首次报道了采用LAAM加工的MS/SS材料的。
旨在将两种材料的优点整合为一部分,以实现强度-延性协同,主要结论如下:,为了了解结构不均匀性如何影响变形/断裂行为,以及微观结构不均匀性是否可以缓解应变局部化和开裂趋,采用原位数字图像相关(DIC)方法研究了拉伸试验过,请注意。
应变值代表观察表面的平均应变,如图11所示,在应变为1%的情况下,测量表面在某些点处显示非均匀应变局部化,这些点在垂直于载荷方向的试样上进一步扩展,在应变为1.5%和2%时形成变形带,3%和4%应变阶段的放大图表明应变局限于SS区域,允许MS熔体池中的低应变区域(圆圈区域)随着应变的。
DIC应变分布图中的MS区域是根据图3中给出的结构,其中MS熔体池主要由SS材料开始,随着应变的进一步增加,高应变带逐渐合并,达到应变极限后断裂,从X-Y、X-Z和Y-Z横截面上观察样品OM形貌,构建不同h的SHMs三维视图,如图3所示。
总体而言,两种材料在空间上缠绕在一起,这与实验设计一致,如图1c所示,由于耐腐蚀性较差,较暗区域为MS。
较白区域为SS,正面和侧面视图显示了具有周期性MS和SS熔池的网纹,俯视图显示了两种材料相互分离的沉积轨迹阵列,值得注意的是,具有不同h值的样品显示出不同的层厚度(t)和稀释区,层厚在270~370μm之间,随h值的减小而增大,较低的h值意味着随后在一层中沉积SS的MS轨迹谷较。
这限制了熔池的扩展,并因此增加了t,此外,熔池深度也随h变化,h越大,SS熔池深度越浅,图S2在低碳钢基体上沉积的MS和SS轨道的横截面形,(a)宽度分别为1.2 mm和1.5 mm的SS和。
(b)多个MS轨道h值为1.5 mm,(c) - (f)舱口间距对SS和MS轨道重叠形态,江苏激光联盟导读:,•独特的变形带延迟颈缩,有助于获得良好的延展性,微柱压缩试验是为了测量局部机械性能,这是理解加强机制的关键,此外。
SHM比文献中报道的许多片层和线性功能梯度材料具有,这可以用混合规则效应和异质变形诱导强化(HDIS),此外,原位变形观测发现SHM中存在多个变形带,这些变形带延迟了颈缩,并与变形诱导塑性(TRIP)效应相关联,促进了延性。
研究结果突出了一种新的方法,通过使用多种材料的LAAM,在可配置的架构下开发具有可调性能的SHM,两种材料在不同样品(不同h值)沉积轨迹上的硬度测量,图8b展示了h2样品不同轨迹界面上的压痕OM图像,显示了图8a中的界面是如何被识别的,随着h值的增大。
MS区宽度有变宽的趋势,在建成状态下(图8a),SS和MS区域的硬度分别约为460-480 HV0,值得注意的是,h1样本中MS区域的硬度略高于其他样本,这可能是由于较小的舱口间距导致SS密集地转移到MS。
另外,MS和SS的硬度在热处理后均有所增加,MS的硬度高于SS(图8c),总的来说,在两种情况下,硬度都在MS和SS轨道界面处逐渐转变。
这可以缓解MS和SS之间的机械性能不匹配,图9 MS/SS SHMs及整体MS和SS试样的工,(a)不同h值对SHM试样拉伸应力-应变的影响,(b) AISI 420、C300MS和h2 SH,图10显示了SHM样品的SEM断口,在h1、h3和h4样品中观察到滑移带(如图10a、。
而在h2样品中则普遍存在多尺寸凹陷(图10b),如图10e所示,具有大量滑移带的区域富含Cr,这表明滑移带主要存在于420 SS区域,h2样品中的高密度韧窝表明材料在断裂前经历了大量塑,而h1和h3样品中的滑移带(无明显韧窝)表明材料发,如图10e所示,当滑动到C300 MS区域时。
滑动会被阻断或抑制,这可能会延迟断裂并增强材料的加工硬化,本研究使用了两种气体雾化球形粉末,即300级马氏体时效钢(C300 MS)粉末(,此外。
夹层还抑制了脆性相(金属间化合物或金属碳化物)在键,并提高了两种材料之间的润湿性,值得注意的是,中间层可以在激光过程中原位形成,而不需要在A和B[14]之间沉积另一种材料,(iii)材料A和B的AM。
两种材料随重量百分比的梯度变化,使材料A和B的机械性能更平滑的过渡,(iv)最近还报告了交替沉积材料A和材料B以形成分,例如交替使用Inconel 625合金和316 L,目前的异质结构材料在克服强度-延性平衡方面具有很高,但面临着不可配置的异质区分布和机械各向异性的挑战,本研究探索了具有可配置结构的非层状空间异质结构材料。
以结合AISI420不锈钢和C300马氏体时效钢的,提高整体性能,结果表明,舱口间距(h)对多层膜的微观结构演化和机械性能有显,影响层厚和稀释区。
在多尺度上评价了该材料的机械性能,h为1.5 mm时,试样的抗拉强度约为1.6 GPa,断裂伸长率为8.1%,表现出良好的强塑性结合,来源:Laser aided additive m。
International Journal of ,图4 在顶部(X-Y)平面观察到的SHM样品的微观,分别为深色的MS和明亮的SS轨迹,(e)和(f)分别为(b)中标记的e和f区域的近距,2.3,多尺度机械测试,h2样品的EDS图如图6a所示。
富铬区为SS,富镍区为MS,共同形成互锁结构,此外,在EDS图中可以观察到凝固MS熔体池中的富Cr条纹,这是熔体池对流流动和物质转移行为的特征。
选定点的成分分析如图6b所示,在MS区域测得的光谱1、2和5显示Cr含量为4.1,远高于纯MS(Cr<0.1 wt%),此外,在SS区域测得的光谱3和光谱4也显示出大量镍(约8,尽管SS几乎不含镍,因此。
成分分析表明这两种材料之间存在相互稀释现象,这表明随着成分的变化,某些局部区域的机械性能与MS和SS不同,如图7所示,进行EBSD分析,以确定沿构建方向的晶粒取向,图7a中的IPF图显示了与图6a区域相对应的MS和,其揭示了整体的晶粒取向⟨111⟩沿构建方向的方向。
凝固熔池由多个柱状枝晶区域组成,其胞轴几乎垂直于熔合线,这与OM观察到的微观结构相同,此外,SS和MS熔体池之间的晶粒取向没有实质性差异,这有利于这两种材料的内部结合。
因为界面两侧相似或相同的晶粒取向可以减少两种材料的,从而提高了材料的机械性能,图7b-d中提供了熔体池边缘的进一步高倍率EDS和,EDS图(图7b)表明MS熔体池被吸入SS区域,形成混合边缘。
图7c中的带对比度图显示柱状SS细胞从现有MS细胞,这促进了图7d中IPF显示的相同晶粒取向,相同的界面晶粒取向有助于降低柱状SS细胞生长过程中,也有助于提高界面结合强度,Fe-13.78Cr-1.04Mn-0.85Si-,重量%),沉积过程使用内部开发的粉末吹制LAAM系统进行,该系统配备1kW IPG镱(YLR-1000-MM。
粉末的形态和粉末流动路线如图1a所示,两种粉末从双10-C粉末给料机(Oerlikon ,LAAM工艺示意图如图1b所示,其中氩气(纯度≥在沉积过程中,99.999%被用作送粉载气和保护气体,空间异质结构材料的沉积过程如图1c所示,图16 MS/SS SHM的机械性能与(a)AM处,TiB2/TiAl、Ti/Ta、Cu/Ni和功能梯。
通过拉伸试验研究了不同h值和热处理后对SHM试样机,获得的应力-应变曲线绘制在图9a中,相应结果总结在表1中,所有SHM样品(范围1221–1334 MPa)的,然而,可获得较低的断裂伸长率(El),在所有SHM样品中,h2样品达到了最高的屈服强度(YS)。
达到1090 MPa,与本构材料相比增加了约200–320 MPa,因为420 SS和C300 MS的屈服强度分别为7,h2样品的El约为15%,接近MS样品的El。
并且远高于其他SHM样品,因此,与MS和其他SHM样品相比,竣工h2样品显示出更好的强度-延性组合,表1 对AM制备的C300 MS、420 SS和S,然而,h值对沿构建方向的微结构具有显著影响。
这可以从图5中得出结论,图5a显示了用1.5和2 mm的h处理的样品(即h,其中MS(暗)和SS(亮)区域可以容易区分,由于这两种材料(MS和SS)均为铁基马氏体钢,具有良好的激光印刷适性和良好的兼容性。
因此SS和MS层之间的过渡平滑且几乎无孔隙,图5b和c中提供了h2样品的高倍视图,图5b中观察到针状枝晶的连续外延生长,这是熔体池侧面经常出现的侧向分支特征,使晶体能够跟随相邻熔体池中热梯度的剧烈变化,如上图。
对断口表面的FESEM观察证实了疲劳裂纹的存在,区域1显示出稳定的疲劳裂纹扩展形貌,裂纹沿同心向萌生点扩展,区域2依次显示条纹和海滩标志,但在这种情况下,这些特征交替为酒窝。
提供了不稳定疲劳裂纹扩展的证据,最后,在区域3发现了凹陷破裂的证据,这是由于微孔隙合并,表明超载导致最终破裂,一般来说,在间距和深度方面观察到许多不同的条纹。
分析在一个相对较小的区域显示规则的间距,疲劳起始点附近的最小值为0.05 μm,最高值为0.20 μm,在区域1和区域2进行的观测量化了疲劳条纹数的数量级,这与高周疲劳机制一致,典型粉末冶金产品:(a)WC-Co硬质合金的微观结。
(3)SHM样品的强度远高于层状材料和线性功能梯度,ROM和HDI解释了潜在的强化机制,在拉伸过程中,DIC原位观察到SHM中的多个变形带对延迟颈缩有显,这与TRIP效应一起有助于获得良好的延性,如图6b中的成分分析所示。
MS和SS熔体池之间的相互稀释表明形成了SHM样品,图11 HTed h2 SHM试样拉伸过程中的DI,3.3.1.硬度曲线,江苏激光联盟陈长军原创作品,粉末冶金(PM)是一种技术——在某些情况下甚至是一。
PM产品大致可分为两大类,一组包括“粉末冶金材料”,即在这种情况下,选择PM路线以获得其他路线无法获得或至少不具有所需,典型的例子是WC-Co硬质合金。
其特殊的微观结构(见图(a))无法通过铸锭冶金生产,另一组包括“粉末冶金精密零件”,在这里,PM提供了大量复杂形状零件的经济制造,一个典型的例子是汽车凸轮轴皮带轮(图(b)),因此。
在第一种情况下,有利于PM的技术原因,而第二种情况主要有利于更经济的生产路线,当然,为了保持竞争力,所有PM产品最终都必须满足经济标准,然而,在许多情况下。
PM产品本身可能比竞争对手的产品更昂贵,但其性能要高得多,因此节省的成本超过了较高的采购成本,3.结果,3.2.2.元素分布,图B在处理状态下的91级(a)马氏体组织和在670。
异质区之间的相互作用产生一种协同效应,其综合性能可以超过本构材料或优于混合规则的预测,例如,在层合结构中产生的裂纹桥接、裂纹钝化和应力重分布等,此外,冷轧加工的层压钢也突出了不同层压结构在调整疲劳性能,目前,异质组织材料的加工多采用冷轧、表面处理(如表面机械。
然而,这些方法面临的挑战要么是控制非均质区域的体积分数和,要么是组件的大小和几何形状的限制,因此,缺乏通用和完善的加工方法来制造具有可配置结构的大块,图2 CT切片和断层扫描显示缺陷的三维分布,(a) h1 = 1.35 mm样本的典型CT切片,以及(b) h1 = 1.35 mm和(c) h2。
光学显微镜的图像可以被普通的光敏相机捕捉到,生成一张显微照片,最初,图像是通过摄影胶片捕捉的,但随着互补金属氧化物半导体和电荷耦合器件(CCD),可以捕捉数字图像(下图A)。
纯数字显微镜现在可用,它使用CCD相机来检查样品,结果图像直接显示在计算机屏幕上,而不需要目镜,下图B给出了91级马氏体钢和A617高温合金轻组织,在LAAM过程中。
使用不同的h值(即h=1.35、1.5、1.75和,处理后的样品分别称为h1、h2、h3和h4 SHM,LAAM还生产了整体C300 MS和420 SS样,用于比较,按照MS的典型HT参数,对MS/SS SHM和整体MS和SS样品在490°,然后在空气中冷却。
该HT温度已证明能够提高420 SS的强度,图15 舱口间距对断裂行为和断裂机理的影响,(a)和(b) h1 = 1.35 mm的样品,(c)多层金属中强度与层厚关系示意图,(d)和(e) h2 = 1.5 mm的样品。
(f)和(g) h4 = 2.0 mm的样品,通过改变均质材料的化学成分或微观结构,利用传统的合金设计来消除金属材料的强度与延性之间的,例如,增加碳含量是制造高强度钢的最有效和最经济的方法之一,但它可能会导致副作用。
如延性、焊接性和可加工性的退化,以及裂纹倾向的增加,具有成分、相和微观结构不均匀性的材料,如层压材料、成分、晶粒或织构级配材料、谐波结构和层,往往可以提高性能,4.2.异质结构材料的强化机理。
5.结论,图A光学显微镜,(2)沿着间隔的中心线沉积SS粉末,以形成完整的一层,(3)对于第二层沉积,将激光扫描方向旋转90°。
并交替重复步骤(1)和(2),在从一种粉末切换到另一种粉末之前,载气将保持1分钟,以吹出喷嘴内的残余粉末,在上述工艺之后,MS和SS粉末交替沉积形成具有可配置结构的块状材料,使用的圆形激光束直径约为1 mm。
MS和SS的最佳激光功率和扫描速度分别为850w和,890w和20mm/s,这些参数是在之前的C300 MS和420 SS单片,其相对密度高于99.5%,粉末进料速率为3.0–3.5 g/min,2.实验性。
区域1的疲劳条纹,图S1 建造的SHMs的OM图像显示了高密度的样本,h1 ~ h4样本分别为(a) ~ (d),•体素化异质结构材料比其他层状材料更坚固,•体素化异质结构结合了每种本构材料的优越性能。
利用h1和h2 SHM样品的CT重建,可视化了样品内部缺陷的三维分布(如图2所示),证实了SHM样品在孔隙率低于0.3%的情况下达到了,值得注意的是,从图a和图b中可以看出h1样品中存在裂纹和大孔隙。
而h2样品中的缺陷以小孔隙为特征(图2c),说明h2样品的密度较高,图2b和图c中整个3D体积的孔隙率进一步证明了这一,其中h2样品的孔隙率仅为0.17%,而h1样品的孔隙率为0.28%,此外,还通过OM图像对SHM样本的密度进行了评估,这些图像在补充图S1中提供。
所有SHMs的相对密度均大于99.7%,在h1、h3和h4试样中,宽度小于15 μm、长度小于100 μm的裂纹较少,c-d),在2.8 × 6.7 mm2区域内,每个试样仅出现一条裂纹,相比之下,h2样品中的缺陷主要以孔隙为特征。
如图S1b所示,最大孔径在20 μm以下,3.2.1.微观结构的形态,不幸的是,AM处理的上述四种类型的多材料系统都具有层状结构的,即仅沿一个方向的异质结构。
这些层状异质结构背后的加工方法和设计动机可能受到A,然而,这些异质材料系统无法充分利用AM在设计和制造复杂异,此外,它们还往往表现出各向异性的机械性能,这在研究和工业应用之间造成了差距。
SHM样品的顶面(X–Y平面)微观结构如图4所示,其中较暗的区域表示MS材料,因为与SS相比,MS材料的耐腐蚀性较差,MS轨迹中的凝固前沿是明显的,h1和h2样品中被捕获的SS材料呈白色。
表明两种材料因熔体池对流而相互混合,相比之下,h3和h4样品中轨道边界处的相互混合特征变得不那么,尤其是h4样品,其中凝固前沿的弯曲特征不再可见,这是因为舱口间距的增加减少了这两种材料之间的熔体池。
图4e和图f分别显示了h2样本中选定区域(图4b),MS和SS区域均由细胞结构组成,其间形成细长柱状结构(见图4e),图4f显示了MS和SS之间的互锁微观结构特征,图8 laam加工SHMs的硬度分布图,(a)多个激光轨迹的硬度变化。
以及显示h2样品在(b)建成和(c)高温处理后界面,4.3.独特的变形行为和改善的延展性,2.2.孔隙度和微观结构特征,本研究探索了具有可配置结构的非层状空间异质结构材料,以结合AISI420不锈钢和C300马氏体时效钢的,提高整体性能,(1)使用大舱口间距(h)将MS粉末沉积在低碳钢基。
以在MS轨道之间保留间隙,•体素化建筑材料可通过增材制造进行配置,图10 拉伸后SHM试样的SEM断口分析(a)至(,(e)为h3 SHM样品的EDS映射,为了了解HTed SHM样品的局部机械性能,对选定区域(见图14a)进行了微柱压缩试验,包括MS(柱2)和SS(柱4)区域的中心以及稀释边,图14a中微柱的代表性形态显示了仅为2.6°的锥角。
图14b绘制了微柱的压缩应力-应变曲线,其中柱2达到约1630 MPa的最高压缩屈服强度(,接近通过拉伸试验测得的整体MS(1612 MPa),相比之下,1号矿柱的CYS(约1560 MPa)略低于2号矿,然而,断裂形态中的凸起效应(图14c)表明,1号矿柱的延展性高于2号矿柱。
因为2号矿柱显示压实阶段较早(参见图14b中2号矿,并且具有多条滑动痕迹(图14d),此外,来自稀释区的柱3代表MS和SS之间混合物的性质,而柱4来自整体SS区。
矿柱3和矿柱4的CYS分别约为1270和1180 ,支柱4(图14f)中的凸起效应表明其延展性高于支柱,这些微柱压缩试验结果证实,由于MS和SS之间的相互稀释,MS和SS之间存在分级机械性能转变,3.2.显微结构观察,图5b中MS和SS熔体池针状枝晶的生长方向不同。
此外,从图5c中可以看出,针状MS枝晶被胞状SS结构破坏,当裂纹沿着针状枝晶传播时,可能会改变裂纹的传播方向,延迟断裂,相比之下,针状树突在h4样品中普遍存在。
它横跨数层,长度高达一厘米,生长方向没有明显变化,这可能是由于较浅的熔池,允许树枝晶外延生长方向通过层一致与最高温度梯度,枝晶臂间距由冷却速率控制,如图4e所示,MS和SS的细胞大小相似。
说明这两种材料在沉积过程中的冷却速率相似,图3 不同舱口间距的laam加工SHMs的3D O,使用PhoenixNanotom M micro ,约3.0×4.5×3.5 mm3),以评估孔隙度,最大X射线能量为180 kV。
束流功率为7.5 W,像素尺寸约为4.1μm,使用VG StudioMax软件对样品进行闭合缺陷,采用OLYMPUS MX51光学显微镜(OM)和蔡,研究其微观结构形貌。
电子背散射衍射(EBSD)信息用牛津EBSD探测器,步长为150 nm,利用HKL Channel 5软件编制了反极图(I,在Bruker D8 Discover衍射仪系统中,使用步长为0.02°和0.3 s/步的Co Kα辐,通过X射线衍射(XRD)检测相组成。
图6 (a) EDS绘图和(b)沿h2样品的构建方,元素组成以重量百分比表示,图14 选取SHM中选定区域的微柱进行压缩试验,(a)测试前微柱位置和典型微柱形态的概览,(b)不同微柱的压应力-应变曲线,(c) - (f)测试后1 ~ 4柱的SEM断裂图,图1 粉末和实验工艺。
(a)粉末形貌和粉末进料路线,(b) LAAM过程示意图,(c)空间异质结构钢逐步LAAM沉积过程示意图,2,在h2样品中形成了合适的重叠率和穿透深度(参见补充,因此,大量变形后,h2样品在MS和SS区域断裂(如图15d所示)。
这表明机械性能源自MS和SS之间的协同作用,这是因为适当的重叠有助于在变形期间形成更平滑的界面,并继承了本构材料的有利特性,例如,MS的高强度和SS的良好延性。
因此,h2样品实现了良好的强度-延性组合(图9a),近年来,增材制造技术的发展为异质金属材料的加工提供了新的途,现有关于AM异质结构材料的文献主要可分为四类:(i,如马氏体时效钢在铜合金衬底上的AM。
在这种情况下,界面可以呈现从材料a到材料B的急剧转变,由于物理和冶金不匹配,易在界面产生裂纹,(ii)材料A在材料B上的AM。
以材料C为中间层,这可以缓解界面失配,因为中间材料C通常与材料A和B具有良好的相容性,为了合理确定不同区域的局部机械性能,对HTed SHM试样进行了微柱压缩试验。
在FEI HeliosNanoLab 600i S,使用Ga离子束在30 kV、21na至7na的束流,微柱直径5 ~ 7 μm,高度13 ~ 20 μm,所有微柱的锥度角均小于4°,在Bruker Hysitron TI950纳米机,采用φ10 μm扁凸金刚石头对微柱进行压缩,加载速率为10 nm/s。
卸载速率为200 nm/s,试验采用位移控制,最大加载深度为4 μm,3.3.3.现场变形观测,3.3.2.拉伸性能和显微分形。
3.1,样品的孔隙度和空间形态,3.2.3.晶体取向,1,介绍。
为了提高材料的强度-延性协同作用,首先探索了利用激光辅助增材制造(LAAM)将两种金,形成具有可配置架构的空间异质结构材料(SHM),研究了工艺参数对材料空间异质结构和机械性能的影响,研究了两种材料的微观组织演变及其强化机理,在此基础上。
对原位变形行为进行了监测,并对断裂机理进行了探讨,该研究强调了利用AM促进具有空间异质结构的多材料数,以规避材料性能的权衡并增强功能,W,Chen。
T.T,Roehling,R.T,Ott,M.K.Santala,P.J。
Depond,M.J,Matthews,A.V,Hamza,T。
Zhu,Additivelymanufactured hi,Nat,Mater,17 (2018) 63–71.B。
Gao,Q,Lai,Y,Cao,R。
Hu,L,Xiao,Z,Pan,N.Liang。
Y,Li,G,Sha,M,Liu,H,Zhou。
X,Wu,Y,Zhu,Ultrastrong low-carbonnan,Sci,Adv。
6 (2020),eaba8169,图13 单片C300MS、420 SS和MS/SS,为了进一步证实对变形行为的理解,对靠近断裂位置(如图12a所示)的断裂样品进行了E,并在图12中给出,图12b中的EDS图显示了MS和SS区域,因为MS富含Ni。
而SS富含Cr,晶粒取向分布如图12c所示,并且更多晶粒沿着表面取向⟨001⟩拉伸试验后SS区,然而,拉伸试验前的晶粒取向主要为⟨111⟩纹理,如图7a所示,晶粒取向的变化可能是由拉伸应变引起的[26],此外。
与预试验条件相比,图12c中的柱状枝晶不再垂直于熔池边界(见图7a),这可能是变形过程中的晶粒旋转,图12d显示了不均匀的GND分布,其中增强的GND主要位于SS区域,表明它们经历了更严重的变形,这一发现与图11所示DIC测量的应变分布图一致,图11还显示SS区域的应变增强。
通过XRD测试对拉伸前后SHM样品的相组成进行了分,以揭示潜在的相变,如图13所示,MS/SS SHM样品中的奥氏体相(γ)主要位于S,其已转变为马氏体相(α),如(111)衍射峰所示。
4.1.填充间距对断裂行为的影响,图8a显示了不同样品(具有不同h值)中两种材料沉积,图8b展示了h2样品不同磁道界面上压痕的OM图像,其显示了如何识别图8a中的界面,随着h值的增加。
MS区域的宽度有变宽的趋势,竣工状态下SS和MS区域的硬度(见图8a)约为46,1和420–450 HV0,分别为1,值得注意的是,h1样品中MS区域的硬度略高于其他样品,这可能是由于小舱口间距导致SS强烈转移到MS熔池。
此外,热处理后MS和SS的硬度都增加,MS的硬度高于SS(见图8c),总的来说,在这两种情况下都观察到MS和SS轨道之间的界面硬度。
这可以缓解MS和SS之间的机械性能不匹配,参考文献:Y.M,Wang,T,Voisin,J.T,McKeown,J。
Ye,N.P,Calta,Z,Li,Z.Zeng,Y,Zhang。
迄今为止,利用激光AM工艺沉积非层状空间异质结构金属材料的巨,在空间设计和制造中使用AM的独特灵活性,使加工具有定制架构的异质结构材料,结合每个本构材料的优越性能,以提高整体性能,此外,在多层金属中。
界面对材料的强度、断裂和加工硬化等性能起着基础性的,例如,界面可以作为滑移位错的屏障,以提高屈服强度,流动强度大多随单层厚度的减小而增加,因此,拥有更薄的层或更多的接口对于改善属性 至关重要,复合材料的空间异质结构可以产生比层流复合材料更高的。
显示出开发更优异性能的高可行性,此外,如图13中的XRD测试所示,γ-α相变是一种无扩散剪切相变,在机械载荷条件下,局部应力有利于低于Ms的温度下的马氏体相变,这种现象被视为相变诱发塑性(TRIP),其中。
在拉伸变形过程中,相变进一步促进塑性,因此,与单片MS相比,MS/SS SHM的El增加,与AM处理MS相比,SHM获得的机械性能如图16a所示,竣工MS具有较高的El(高达14%)。
同时具有相对较低的UTS(通常低于1.3 GPa),相比之下,热处理MS的UTS可达2.2 GPa,但其El通常低于5.6%,因此,SHM样品的UTS接近1.6 GPa,El合理,突出了MS在强度-延性权衡方面的突破。
此外,如图16b所示,还将SHM的拉伸性能与层状材料(LMs)和功能梯度,SHM的YS(约1.5 GPa)远高于LMs和功能,包括层状钢和MS基功能梯度材料,如MS-H13、MS-420不锈钢和MS-304不,此外。
LMs通常表现出各向异性的机械性能,FGM的机械性能由界面强度或较弱的材料决定,因此,与SHM相比,LMs和FGM都不能有效地发挥本构材料的优点,这可能是导致LMs和FGM机械性能较差的主要原因,(a) Ti/Nb和Ti6Al4V/Mo对样品的尺,(b) Schneider等人重建后Ti6Al4V。
(c)界面Ti6Al4V/Ti6Al4V+25%M,图5 h2=1.5 mm和h4=2 mm加工的SH,(a)低倍图像显示两个样品的不同形态,放大图像显示(b)和(c)中h2样品和(d)至(f,具有良好强度-延展性组合的材料通常需要(i)变形期,以及塑性应变依次出现在更宽的尺寸中,以及(ii)抑制裂纹萌生和扩展。
对于整体MS或SS材料,当塑性变形变得不稳定时,局部颈缩很容易扩展到整个样品并持续发展,然而,对于SHM,拉伸试验期间的多个变形带(见图11)对延迟颈缩有显。
换句话说,微观结构的不均匀性可以有效地限制和延迟SS区域过早,此外,大量的互锁界面还可以防止裂纹进入MS区,(ii)异质变形诱导强化(HDIS),HDIS是一种强化机制,通过将应力从软(塑性变形)区重新分布到硬(非变形)。
以提高材料的整体屈服强度,图11中的DIC应变图显示,软SS区域首先经历塑性变形,而硬MS区域在拉伸变形期间保持弹性,在早期塑性和稳定弹性阶段,MS和SS区域之间的这种机械不相容性也可能加强MS,变形期间,应变梯度倾向于在软区和硬区边界附近发展。
在软区产生背应力,在硬区产生正向应力,背应力是GND形成的长期内应力,位错堆积在畴边界,阻碍了位错发射和软区中的滑移。
使软区看起来更强,当硬磁畴(即MS区域)比软磁畴(即SS区域)强得多,磁畴边界将更有效地阻挡GND,并且硬磁畴将保持弹性,直到软磁畴中的背应力非常高。
因此,软区和硬区之间的相互作用共同促成了SHMs中的HD,此外,SHM具有比层状材料更多的边界,这也可以解释SHM中更高的强度,因为界面增强了强度和流动应力,如许多层状材料所示。
机械性能高度依赖于层厚度(t)和界面结构,类似地,这些SHM中的h对机械性能有显著影响,如图9a所示,原因可能与断裂行为有关,凝固SS和MS熔体池的形状以及h值对激光沉积轨迹形。
MS轨道之间的间距可通过h进行调节,这表明这两种材料之间存在不同的重叠率和相互混合行为,这将导致SHM样品中不同的断裂行为和强度,如图15所示,除了高强度外,MS/SSSHM还表现出良好的延展性,其根本原因与独特的空间异质结构和应力诱导相变有关,(a–e):表面机械磨损处理(SMAT)镀锡试样的。
聚焦于严重塑性变形区域(SMAT边缘始终位于图片底,(b):在右上角,聚焦Ti-25Nb中距表面20µm处的扭结带,(c–e):蓝色箭头表示受影响的深度,(2)在多尺度上评估了MS/SS SHMs的机械性。
检测到硬度在界面上逐渐转变,在所有SHM中,h2样品的YS(1090 MPa)最高,远高于本构材料,此外,HTed SHM实现了约1.6GPa的高UTS,以及8.1%的合理El。
显示出比本构MS和SS更好的强度-延性组合,所选区域的微柱压缩试验揭示了内部稀释区域的局部机械,这与MS和SS区域不同,本文亮点,2.1.材料和工艺,Fe-18.3Ni-9.1Co-4.9Mo-0.7,重量%)和AISI 420不锈钢粉末(。
doi.org/10.1016/j.ijmacht,3,h的进一步增加降低了重叠率和SS轨道的穿透深度(参,导致轨道间粘合强度差和分层倾向高,因此,对于h值较大的样品(例如h4)。
由于重叠区域不足和界面粘结强度差,裂纹沿着MS和SS熔池之间的边界(见图15f)萌生,在这种情况下,如图15g所示,尖锐的界面将导致变形期间的高应变失配,因为YS低于MS的SS可能会经历更严重的变形。
这种高度的机械不相容性可能导致应力奇异性,如应变期间界面处的微裂纹和空洞,随后,初始裂纹沿熔池边界迅速扩展,导致完全断裂。
关于大规模金属增材制造:对技术现状和挑战的整体回顾(2)空间异质结构钢的激光辅助增材制造的内容就介绍到这里!