本文导读目录：
1、铸造高温合金K418（K18／inconel713c）车用增压涡轮热裂倾向分析
2、综述：采用能量直接沉积进行增材制造功能梯度金属材料（5）
铸造高温合金K418（K18／inconel713c）车用增压涡轮热裂倾向分析
2.1 充型过程，模拟中铸件材料为K418合金，其主要成分如表1所列，该合金是一种以γ’相沉淀强化为主的镍基高温合金，γ’相的质量分数约为55%。
枝晶间γ+γ’共晶相体积分数约为2%，此外，还含少量MC碳化物和极少量M3B2硼化物，2)凝固过程中涡轮各部分厚度不同，导致叶稍与其他部位的冷却情况不同，造成涡轮各部分温度分布不均匀，凝固时间和收缩量不同，因而在最先凝固的叶稍部位产生了拉应力。
拉应力达到一定程度即通过产生热裂来释放，凝固过程中铸件所受拉应力越大，处于热裂敏感区的时间越长，热裂倾向性越大，图10所示为不同浇注温度和模壳温度下节点4的固相分。
由图10可知，不同浇注工艺下节点4的应力都在固相分数达到0.9时，且在固相分数逐渐接近1.0时急剧增加，低模壳温度和低浇注温度及高模壳温度和高浇注温度的浇，固相分数接近1.0时，产生的应力均大于50MPa，且模壳温度为950℃、浇注温度为1500℃时。
应力高达约60MPa，采用低模壳温度和高浇注温度及高模壳温度和低浇注温度，凝固终了时产生的应力均低于50MPa，且当模壳温度为950℃、浇注温度为1450℃时，产生的应力小于40MPa，热裂是铸件在凝固末期，固相分数高达0.9、几乎接近1.0时形成的一种铸造，此时温度处于线收缩开始温度到固相线温度区间内。
即有效结晶温度范围[14−16]，强度理论认为，在有效结晶温度范围内的合金本身处于“脆性”阶段，合金的强度和塑性极低，铸件凝固末期，处于脆性区的铸件，当固相骨架已经形成并开始收缩后。
由于收缩受阻，铸件局部产生收缩应力及塑性变形，若收缩应力或塑性变形超过合金在该温度下的强度极限和，铸件即发生热裂[17−19]，凝固过程中产生的应力或塑性变形越大，铸件的热裂倾向性越大，此外。
CLYNE和DAVIES[20]及HATAMI等[，ηHCS)，即，2.4 应力场分布和热裂倾向分布，图4所示为模壳温度为900℃，浇注温度为1450℃的浇注工艺下铸件的凝固时间分布。
由图4可知，铸件凝固时间最长的部位为图中红色区域的内浇道，凝固时间最短的部位为紫色区域的叶片前端，叶片、涡轮轴部、涡轮盘及内浇道等不同部位凝固时间相，叶片前端在30s内即完全凝固，涡轮轴部及涡轮盘凝固速度减缓，内浇道最后凝固，此凝固顺序有利于保证涡轮自下而上的凝固顺序。
使缩孔、缩松等缺陷集中在最后凝固的内浇道部位，从而保证了涡轮的质量，图3所示为在模壳温度为900℃、浇注温度为1450，由图3可知，金属液浇注到内浇道后，液态金属依靠静压力流入涡轮型腔。
首先充满底部涡轮轴，然后自下而上充满叶片，之后在内浇道的下部相遇，最后上升到内浇道口，充型完整，不会发生冷隔、浇注不足等缺陷，完成整个充型过程约需1.5s。
K418合金涡轮精铸过程采用热壳浇注，模壳温度很高，冷却过程必须考虑模壳与周围环境的辐射换热，因此模拟中考虑模壳与车间环境的辐射换热，造型时建立一个d138mm×147mm的圆柱形扣箱，通过充型和凝固过程的数值模拟。
较真实全面地反映了涡轮的实际凝固过程，模拟过程中的热裂倾向也与实际情况吻合良好，为了考察工艺对涡轮产生热裂的影响，选取1450和1500℃的浇注温度及900和950，采用不同的温度参数交叉模拟涡轮的热裂情况，图9所示为不同浇注温度和模壳温度下热裂倾向较严重的，为深入分析涡轮叶片的热裂机制，在叶稍上从垂直于涡轮轴的方向等距离选择7个节点。
以研究凝固过程中叶片上热裂的产生过程，如图6(b)所示，图8所示为涡轮叶稍处节点的温度、固相分数和应力随时，由图8可知，位于叶片最下端的节点1不到13s即完全凝固。
叶稍处其他几个节点的凝固时间相差不大，均约为18s，在凝固过程的前8s内，各个节点的固相分数均小于0.9，在此前的凝固过程中几乎不产生应力。
随着凝固过程的进行，当固相分数大于0.9时，叶稍各节点处开始产生拉应力，当固相分数接近1.0时，拉应力急剧增大，其中节点3和4处产生的拉应力最大，均大于50MPa。
其余节点在固相分数接近1.0时产生的拉应力为18~，铸件浇道的几何模型从软件中导出IGS格式，随后导入软件的模块中进行面网格划分，由于涡轮不同部位厚度相差较大，同时综合考虑薄叶片部分的计算精度和模拟计算量。
采用不同的网格长度划分铸件面网格，涡轮叶片部分的网格大小为1mm，涡轮盘、涡轮轴及浇道的网格长度为3mm，扣箱的网格长度为6mm，面网格划分成功后，考虑到实际模壳的形状和厚度。
采用自动生成型壳的功能，在铸件外生成7mm厚的模壳，最后进行体网格划分，铸件、模壳和扣箱的网格划分结果如图2所示，模型中节点数为155和713，有限元体网格数为747和870，国内外对车用增压涡轮用TiAl合金进行了大量研究，如成分和组织对TiAl合金持久性能的影响以及TiA。
此外，众多学者对Inconel713C和GMR235等车，由于热裂这一铸造缺陷的存在不仅使涡轮生产厂家的成品，一定程度上也制约了涡轮产品质量的提高，因此，寻求快捷、合适的方法预测涡轮热裂，进而防止和控制热裂的产生，并探索铸件热裂倾向最小的浇注工艺具有重要意义。
但目前关于这方面的研究鲜见报道，计算得到K418合金固相线和液相线温度分别为117，实际生产中合金的浇注温度为1450~1500℃，通常低于1500℃，模壳温度为900℃左右。
模拟计算中采用1450和1500℃两种浇注温度以及，对比分析浇注温度和模壳温度对热裂缺陷的影响，应力模拟计算采用热弹塑性模型，将模壳定义为刚性，即参与接触计算，但不进行应力计算，浇注考虑辐射换热、导热和对流换热，设定铸件与模壳之间的换热系数为650W/(m2·K。
采用重力浇注，浇注速度约为0.15m/s，终止计算的条件设置为温度低于800℃，除将TFREQ(温度结果保存间隔)和SFREQ(应，其余运行参数采用重力浇注默认设置，前处理完毕后。
运行得到金属液充型以及凝固过程中的温度场和应力场求，K418镍基铸造高温合金因具有足够的热强性、热稳定，目前被广泛用于制作汽车增压涡轮，增压涡轮叶片薄且曲率变化大，因此实际生产中采用熔模铸造的方法浇注涡轮时，叶片极易产生热裂。
目前生产厂家多采用“经验+试验”的方法摸索减少铸件，但这不仅浪费昂贵的合金和型壳材料，增加成本，而且使得工艺改进周期延长，计算机模拟技术的发展及其在铸造领域的应用为人们认识，通过直观地观察铸件充型和凝固过程，可以预测热裂、缩孔、缩松等缺陷的产生情况，从而实现了铸造工艺的优化设计。
以确保铸件质量，降低生产成本，缩短试制周期，1 凝固过程数值模拟，图5所示为模壳温度为900℃、浇注温度为1450℃，铸件凝固初期的温度场分布和相应的固相分数分布情况，由图5可知，金属液充满型腔后。
厚度最薄的叶片前端温度首先降至1178℃(合金固相，即完成凝固，此时叶片根部、涡轮轴部、涡轮盘及内浇道温度虽已降低，但仍高于合金的固相线温度，这些部位的合金液此时处于固液两态共存区，从图9可以看出，模壳温度为900℃时。
1450和1500℃两种浇注温度下节点4的凝固所需，模壳温度提高后，冷却速率减缓，凝固时间延长，其中高模壳温度、高浇注温度下节点4凝固所需时间最长，这是由于模壳温度与浇注温度越高。
凝固过程中铸件与模壳的界面温差越小，铸型冷却作用减弱，铸件凝固所需时间延长，增压涡轮结构复杂，各个部分厚薄不同，导致叶稍、叶根和涡轮轴部的冷却情况不同，薄的叶片部分凝固较快，尺寸较大的涡轮轴和涡轮盘凝固较慢。
因此造成各部分温度分布不均匀，凝固时间和收缩量不同，同时涡轮各部分联为一个整体，彼此间互相制约，因而在先凝固的叶稍部分首先产生了拉应力，当拉力达到一定值时通过产生裂纹来释放。
即发生热裂，对照图7可知，涡轮叶片实际热裂部位基本位于节3和4之间的叶片部位，由此可知，当固相分数接近1.0时，叶稍处各节点均产生拉应力，叶片曲率变化大的区域易形成应力集中，因此。
节点3和4所在区域的拉应力大于其他部位的拉应力，导致此处更易发生热裂，1.4 边界条件、初始条件及运行参数设置，1.1 试验铸件及模型的建立，本文以K418合金车用增压涡轮为研究对象，采用已经实际工程验证的铸造专用数值模拟软件对涡轮铸。
动态地观察涡轮的充型和凝固过程，在此基础上，结合热裂产生机理与预测判据，模拟并预测不同浇注工艺下涡轮的热裂情况，讨论了浇注温度和模壳温度对涡轮热裂的影响，以期为获得高质量涡轮产品的优化工艺提供参考，图7所示为实际生产中涡轮叶片产生热裂的部位。
由图7可知，热裂纹通常出现在涡轮叶片上曲率较大的叶稍部位，由此可知，模拟得到的热裂结果与实际生产中的热裂情况基本吻合，式中：t0.99、t0.9和t0.4分别代表固相分。
可以看出，合金凝固过程中固相分数处于0.99~0.9这一阶段，热裂倾向性越大，因此，可以从凝固过程中产生的拉应力和处于热裂敏感区的时间。
提高发动机动力性能、降低燃料消耗和减少废气排放污染，采用涡轮增压技术已成为实现上述目标的有效措施之一，涡轮增压器利用发动机排出的废气能量推动涡轮室内的涡，涡轮带动同轴的叶轮，叶轮将来自空气滤清器的空气压缩，使之增压进入气缸。
当发动机转速加快时，气缸进气量增加，从而提高了发动机的输出功率，在新一代小型发动机中，尾气温度在局部区域甚至超过了850℃，涡轮转速快，叶片长期承受多种交变应力的作用，因此。
要求涡轮材料具备较好的耐热性和高温力学性能，K418合金计算中所用的相关物性参数利用自带的材料，将表1中元素的质量分数输入材料数据库中，采用软件推荐的模型，通过与热力学数据库和应力数据库自动连接。
计算得到合金的热物性参数和力学性能参数，模壳材料采用锆砂，其热物性参数在软件数据库中选取，1.2 网格剖分，观察节点4在不同浇注条件下固相分数处于0.9~0.。
采用950℃的高模壳温度和1500℃的高浇注温度时，其他浇注条件下此时间约为7s，由此可知，采用高模壳温度和高注温度不仅导致节点4在凝固过程中，而且使节点处于热裂敏感区的时间延长，不利于控制铸件的热裂倾向，而同时采用高模壳温度和低浇注温度的浇注条件时。
一方面降低了凝固过程中产生的应力，另一方面还缩短了铸件处于热裂敏感区的时间，因而有利于降低铸件的热裂倾向，因此，对于该涡轮铸件，采用较高的模壳温度和较低的浇注温度有利于降低铸件的，某型号车用增压涡轮采用K418镍基铸造高温合金通过。
其外形如图1(a)所示，涡轮由12个叶片及轮盘组成，涡轮盘尺寸较大，最大尺寸为d98mm，最小壁厚仅为2.5mm。
带有d29mm的涡轮轴，涡轮叶片长而薄，叶片高约为31.5mm，叶片自叶根向叶尖方向厚度逐渐减小，叶尖处壁厚不足1.0mm，此熔模铸造涡轮属小型件，为了提高生产效率和成品率，多采用组树的方法。
一型多件同时浇注，为便于工艺上的研究分析，本文作者取单个带内浇道的涡轮进行模拟，铸件内浇道采用三维实体造型软件进行造型，具体尺寸如图1(b)所示，除了在应力场计算方面较其他同类软件具有较大优势外，还可以在应力计算中对热裂敏感性进行计算。
在软件中定义了热裂指数，通过启用热裂指示器来表达该指数，从而定性地描述铸件发生热裂的倾向，热裂指示器是一种应力驱动模型，其理论基础是基于凝固过程中产生的全部应力，当固相率为50%~99%时，计算给定节点的弹性和塑性应力变形，2 模拟结果及分析。
2.3 温度场和固相分数分布，2.5 不同浇注工艺下的热裂对比，3 结论，1.3 材料的热物性参数和力学性能参数，2.2 凝固时间分布，1)利用铸造模拟软件模拟了不同浇注温度和模壳温度下，分析了铸造过程中铸件的流场、温度场、固相分数和应力，预测了涡轮的热裂倾向与分布。
模拟结果与生产实际基本吻合，图6所示为在模壳温度为900℃、浇注温度为1450，铸件凝固初期的应力场分布和相应时刻的热裂倾向分布情，由图6(a)可以看出，凝固开始时，随着叶片前端的即刻凝固。
叶片部位首先产生拉应力，最早凝固的叶稍处应力最大，其中曲率较大的部位应力集中最为严重，由图6(b)所示的铸件热裂倾向模拟结果可知，凝固初期涡轮的热裂情况与应力场的模拟结果一致，即叶片前端热裂倾向较大。
曲率较大的部位热裂倾向最大。
综述：采用能量直接沉积进行增材制造功能梯度金属材料（5）
江苏激光联盟导读：，图1，热保护系统应用作为一个附件来连接热服务的IN718，至于AM-FGM，在连接奥氏体和铁素体方面非常吸引人的关注，为限制碳的扩散提供了一个很好的解决方案。
有限元模拟证实了自奥氏体向铁素体过渡的梯度成分变化，其失效要弱的多，Farren等人首先报道了采用LMD技术制造自SS，采用LMD技术进行制造时低合金钢粉末的缺乏限制了这，Brentrup 和 DuPont研究了自 2.2，如347不锈钢。
Inconel 82和Inconel 800 合金，采用双丝气体钨极焊进行制造的案例，他们研究的梯度结构呈现出平滑的变化和性能，其相变同预测也相似，为了实现减少铁素体／奥氏体连接接头处的碳扩散的有害，采用 2.25Cr-1Mo钢向 Alloy 800。
结果发现碳的扩散速率显著的减少，导致在典型的服役环境中碳的贫化时间延长了至少２０倍，梯度变化材料的显微组织是从马氏体到完全的奥氏体结果，碳的化学势随着成分的变化呈现一个非线性的趋势，表明这里在 70 % 800H作为显微组织的时候为，在Heer和 Bandyopadhyay的研究中。
陡峭的自非磁性的奥氏体SS316合金向铁素体 SS，成功的采用LENS技术实现了AM制造，证明了选择性的磁性梯度的制造，显微硬度的曲线证明存在一个平滑的过渡区，并且其显微组织揭示了晶粒尺寸在特定的生长方向上的变，见图4。
Bobbio等人实施了一个数值模拟和实验验证来研究，其显微组织，元素成分，相组成和机械性能均进行了表征，对于这个梯度合金，进行了21层Ti-6Al-4 V合金的沉积，然后，3%的Invar 合金添加到每一层中。
在第32层，一个完全的纯的Invar合金来进行沉积，最后，另外22层Invar进行沉积，据报道自Ti-6Al-4 V 向 Invar合金的，如宏观裂纹和材料的过流，低熔点的成分的元素在大约12-18vol.% In，通过 CALPHAD计算。
得到的结果是在固相和液相温度处下降，这是材料过流的原因，在过渡区中存在的二次相是裂纹产生的原因，这些金属间化合物相经过分析为FeTi，Fe2Ti，Ni3Ti和 NiTi2。
所有这些二次相同通过 CALPHAD进行了识别，然而，实验和模拟结果得到的精确的位置和相的体积分数的结果，这是因为实验条件为非平衡状态，并不遵从等温热动力学计算的结果，最终。
Onuike和 Bandyopadhyay发展了一，采用的是一种新颖的成分连接层，由VC，Inconel 718和 Ti-6Al-4 V所组，利用LENS来进行。
如图2所示，由于VC在Ni和Ti中均可以形成单相，在梯度材料中形成脆性相就被得到抑制，▲图3，梯度材料的整体图和界面处的EBSD图，(a和 b) 在 25 wt.% Ti-6Al-4，% Mo和 30 wt.% Inconel 718，(c) 在 100 wt.% Ti-6Al-4 V。
% Mo处的界面，据悉，采用能量直接沉积进行增材制造功能梯度金属材料的第5，主要介绍钛基合金向镍基合金过渡的梯度合金的激光增材，视频加载中..，▲图４，(a)自非磁性的奥氏体 SS316合金向磁性的铁素，(b) 显示梯度合金制造后的磁性效果。
(c) 梯度合金制造后的显微结构和相应的在界面处的，Domack 和 Baughman应用制造技术来制，LMD制造技术造成了显著的微裂纹，粗大的枝晶和元素的分离，粉末的混合为包含40-60%的Inconel718，Lin等人统计和实验研究了自纯钛自 Rene88D。
增加镍基合金的含量到最大值为60 wt.% Ren，沿着梯度的成分过渡造成显微组织变硬而更加复杂的组织，形成Ti2Ni和TiNi 金属间化合物，Shah等人在Ti-6Al-4 V上沉积Incon，使用了连续激光和脉冲激光进行了研究。
他们研究了不同的粉末流速对裂纹敏感性的影响，结果显示减少粉末流量可以导致显微组织中的裂纹减少，他们利用有限元分析将这一现象进行了结合来减少在在低，然而，存在的脆性相Ti2Ni 和 TiNi3 金属间化合，是裂纹产生的另外一个原因，几乎在所有的状态下均观察到了。
为了防止裂纹的产生，Pulugurtha成功的发展了一个跳跃到100%，在某些参数下进行，如激光功率，扫描速度和粉末输送速率，其他的办法也给予了尝试，包括直接在Ti-6Al-4 V上直接沉积 Inco，成分梯度变化。
并且NiCr作为中间过渡连接层，然而，这些尝试均失败了，是因为存在分层，裂纹和由于热物理性能和Ti-Ni系统的冶金的原因形，这包括一个复杂的系统所形成的金属间化合物相。
这些化合物相是在冷却的过程中形成的，▲图５，25 TA6V – 75 Mo / 30 Inco，a) FSD，b) 密度对比，c) 相的对比，(蓝色:立方。
黄色: 密排六方，棕色: 有序的密排六方)，由于钛和镍在焊接过程中的不兼容性，AM-FGM在连接钛合金和镍基合金的场合得到了非常，一个非常潜在的应用在于定制梯度的成分梯度实现从Ti。
从而满足航空航天的发射器件中的热保护系统以减少应力，这是因为在飞行的过程中的热梯度造成的，此时的Inconel合金连接在热保护系统中来发射飞，图1所示为连接的一个热服务的器件来制作成整体加劲罐，另外一个潜在的应用是制造可靠的连接来连接油和气工业，最近，Thiriet等人报道了从100 wt.% Ti-，% Mo 和向30 wt.% Inconel 71。
他们选择一个中间过渡层是获得成功的过渡转变并实现冶，在他们的梯度材料的过渡中，Ti-6Al-4 V/Ti-6Al-4V + Mo，具有连续性的显微组织和扩散，而 Ti-6Al-4V + Mo/Inconel ，如图3所示，这一突变揭示了至少存在三个不同的结构。
包含不同的亚结构，如密排六方，体心和有序的密排六方相，这一明显的结构归因于冷却速率在不同位置的区别，从而造成在界面处的性能的不同，如不同的热导率。
然而，作者并没有给出一个可靠的办法来解决所面临的挑战，我们认为，物理为基础的模拟可以更好的控制和预测这些梯度材料的，包括预测不同成分时不同位置的冷却速率，自钛合金向镍基合金的过渡。
文章来源：Opportunities and ch，Journal of Materials Proc，Volume 294，August 2021，117117。
https://doi.org/10.1016/j，参考文献:Multiscale study of ，Additive Manufacturing，Volume 27，May 2019，Pages 118-130，https://doi.org/10.1016/j，自奥氏体到铁素体的梯度材料。
图５ａ显示的是立方结构的一些位错（紫色的线，白色的箭头），大约是制造样品时的内部应力或随后的冷却造成的内应力，异种材料中的奥氏体-铁素体的焊接接头，主要应用在核电中的热交换器和电厂中的火力发电。
经受着预先失效，其原因在于铁素体中的碳元素由于碳的化学势的突然变化，尽管铁素体和奥氏体中在碳含量上只存在很小的差别，其Cr含量却显著不同，造成潜在的化学势的梯度。
化学势是碳通过界面发生迁移的主要原因，结果，碳扩散到奥氏体的一侧并留下铁素体一侧中较软的贫碳区，结果造成了接头的预先失效，▲图2。
(a) 自Ti-6Al-4 V合金上直接沉积Inc，(b)采用NiCr作为中间过渡层时进行Incone，(c) 采用中间过渡层VC进行Inconel 71，(d) 成功制备的梯度材料的横截面的抛光，(e) 对成功制备的梯度材料的照片。
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