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2、电磁搅拌控制激光固态成形Inconel 718高温合金的组织和机械性能
激光修复高温合金成型件的新方法综述
为了减少或消除热裂的产生,降低液膜在枝晶间或晶界处的应力集中,根据合金成分和合金零件实际情况调整工艺参数就尤为重,首先,由于杂晶的存在会引入薄弱的晶界,导致热裂倾向加剧,因此上文中提到的减少并消除杂晶的工艺参数也可以参考,增大扫描速度。
降低功率,可以消除杂晶并避免热裂,CHEN Y等研究表明,当热输入和高度增量不变时,增加扫描速度将增大热裂倾向,当扫描速度和高度增量不变时,热输入增加则会增加热裂倾向。
此外,ZHANG X Q等还发现,当热输入过高时会形成长直晶界,并对热裂纹的萌生与发展有明显的促进作用,因此减少热输入和采用双向扫描方法可以减少长直晶界数,图5为激光输入角度与裂纹率的关系,CHEN Y等发现,通过加大激光输入角改善了横向温度梯度。
提高了激光沉积过程中的散热均匀性,有效降低了热影响区热裂的敏感性,XU J J等和BIDRON G等在激光修复高温合,同样降低了残余应力,抑制了热裂的产生,(a)θ=12° (b)θ=16°,图4 不同角度晶界位相差双晶焊接微观组织,为了获得良好的蠕变抗性。
高温合金中普遍存在40%~80%的γ¢-Ni3(A,Ti)金属间化合物,导致高温合金的不可焊性,因此在高温合金激光修复过程中,裂纹成为一种常见的缺陷,与杂晶相比对零件的影响更大。
可能直接导致零件报废,常见的裂纹有凝固裂纹和热裂纹,凝固裂纹在凝固最后阶段产生,保留在熔覆层顶部,而热裂纹在热影响区形成并保留下来。
对于合金的危害更大,目前,对于激光修复单晶高温合金、多晶高温合金以及定向凝固,影响因素以及控制方法都有了一定进展,热裂产生的主要原因是由于凝固时枝晶间或晶界处的液膜,由于组分液化或者晶界低熔点相液化。
部分长大的晶粒在未封闭的晶界上接触形成了液膜,导致合金流动性不足,在热应力作用下,晶粒间的不稳定接触导致了热裂的产生,另外,激光修复的工艺参数对热裂的产生同样起到关键作用,激光功率、扫描速度等都会改变热量传输过程,影响熔池内的热应力分布。
同时还会影响杂晶的形成进而产生热裂,研究发现,热裂的敏感度与晶界的位相差高度相关,晶界位相差越大越容易产生热裂,见图4。
而在较小的晶界角度范围内存在一个不发生热裂的临界角,这是因为在单晶中或者小角度晶界中,相邻枝晶臂相互桥接,将液膜分离成离散的液滴,枝晶臂承担了大部分应力使得液膜处应力集中小,而在大角度晶界中的液膜稳定性高并且高应力集中,也有研究表明,大角度晶界处的液膜在晶粒聚结前需要克服很大的排斥力。
导致液膜处低剪切强度区域延伸,应变高度局域化,导致热裂的产生,ZHANG Z L等在高Hf的K447A合金中发现,晶间组织的不均匀性会导致液膜的厚度不均匀,初熔区域的液膜最厚,其次是菊花状γ/γ¢界面处。
最薄的液膜在其他晶界处,而厚液膜处热裂的敏感性更大,并提出了判断液膜是否会开裂的两个判据,图5 不同激光输入角度下截面裂纹率的分布,国内燃气轮机热端部件激光修复的应用起于1990年中。
我国在近十年激光修复技术的研究中也取得了飞速进展,其中中国科学院金属研究所、华中科技大学、西安交通大,虽然我国在激光修复高温合金叶片及构件的应用已有很大,但在移动性和产业化应用等方面与美国等一些国家相比仍,5 结束语。
(c)θ=22° (d)θ=28°,(a)(001)面 (b)(011)面 (c)(1,3.1杂晶,激光修复由于其热输入量少,热影响区小,稀释率低。
易实现自动化等优点,成为修复高温合金叶片等构件的关键手段,在今后的修复过程中,不仅要针对工艺参数进行优化,防止杂晶以及裂纹的产生,还需实现熔覆材料的突破,研发适合打印的高温合金粉末。
另外,不断完善激光修复过程中热场与应力场的模拟研究,为基础研究打下坚实理论基础,最后,加快可移动激光修复系统的研发,将激光修复技术应用到零部件服役现场以及战场。
必将成为不可或缺的关键要素,激光修复在未来数十年将为高温合金叶片或构件用装备提,Fig.5 Distribution of sec,目前对基体取向的研究主要集中在传统(001)和(0,但最近发现。
镍基高温合金在(111)面的[111]晶向有着最佳,研究(111)面的杂晶生长规律显得极为重要,GUO J C等沿单晶DD6(111)平面的不同晶,并与(001)和(011)晶面的结果进行比较,发现对杂晶形成的抵抗能力以(111)<(001)<,而在(011)面沿[100]方向进行修复可以最有效,见图2,Fig.4 Microstructure of w。
单晶高温合金显著减少了晶界数量,比多晶高温合金在高温下表现出更好的蠕变抗性,成为航空发动机叶片的首选材料,GÄUMANN M 等首先提出了激光修复单晶高温合,而在激光修复过程中,等轴晶和无取向的柱状晶会打断单晶的外延生长。
因此控制熔池中枝晶生长形态在单晶高温合金修复中尤为,只有使工艺参数(激光功率、扫面速度、光束直径等)满,才有可能实现单晶沉积,图2 不同晶面等轴晶分布情况,导读,Fig.2 Distribution of equ。
文献引用:陈少峰,李金国,梁静静,等.激光修复在高温合金叶片及构件用装备中的应用及发,2021,41(11):1 354-1 360,3 激光修复高温合金叶片及构件用装备修复中存在的问。
3.2 裂纹,2 激光修复技术在高温合金叶片及构件用装备中的应用,高温合金由于其优异的高温力学性能和抗腐蚀性能,广泛应用于航空发动机、燃气轮机的叶片等关键热端部件,在高温、高压及腐蚀环境下的长期服役过程中,容易出现裂纹、磨损等损伤,导致零件失效。
激光增材制造为高温合金叶片等损伤部件的修复再利用提,综述了激光修复技术在高温合金叶片等部件中的应用现状,重点从杂晶及裂纹两个方面分析了目前激光修复高温合金,总结了激光修复高温合金的新手段新方法,并对激光修复高温合金的未来发展趋势进行了展望,1 激光修复技术。
综上所述,工艺参数对温度梯度和枝晶生长速度的影响,基体预设温度、基体取向,以及枝晶偏析等,都将影响激光修复中杂晶的产生,在实际生产中应综合考虑诸多因素。
尽可能较少或避免杂晶的形成,不过,目前对于杂晶的研究主要集中在控制CET转变,即柱状晶向等轴晶的转变上,而不同取向的柱状晶同样会影响单晶的外延生长,该方面研究还需继续深入。
(c)绕y轴顺时针旋转 (d)绕z轴顺时针旋转,Fig.3 Optical micrographs,图1 等轴晶分布随基体取向的变化,4 激光修复高温合金叶片及构件用装备的新探索,SMEGGIL J G在20世纪80年代提出在金属,称之为激光熔覆技术,激光修复技术是在激光熔覆技术的基础上的进一步发展,激光修复技术也称激光熔覆修复、激光沉积修复或激光成。
激光修复技术与激光3D打印技术相近,但更加关注修复过程对基体的热损伤、修复材料与基体的,激光修复根据待修复零件的三维模型数据,使材料逐点、逐线、逐层堆积,利用高能激光束辐照基体和粉末形成熔池,熔池中的合金粉末与基体达到良好的冶金结合。
高能量激光加热是一个快速熔化快速冷却的过程,对基体热输入量小,稀释率低,基材熔化区可以控制在几十微米甚至更小,修复后组织具有均匀细小、无宏观偏析等特点,而且激光修复技术操作灵活,自动化程度高,除此之外。
相较于其他修复方法,激光修复在修复零件力学性能和成形性方面也有着独特的,适应不同零件不同部位的力学性能,而且其柔性化制造特点可以对零件不同形状、不同位置的,目前,激光修复技术已成为工业领域绿色制造不可或缺的重要技。
已经在航空发动机叶片、汽轮机叶片、模具、轧辊、阀门,以上研究为激光修复单晶高温合金提供了基本理论支撑,但GÄUMANN M等提出的平均比值Gn/V很难反,因此,后续研究采用了更精确的传热和流体流动计算模型相结合。
并预测杂晶的形成,研究发现,随着扫描速度的增加,杂晶数量先增加后降低,激光功率的增加则会使杂晶增加。
同时,ANDERSON T D等发现,在不同择优取向交点处的温度梯度最小,CET转变倾向最大,随后WANG L等也得出同样的结论。
并发现沿[010]方向旋转45°熔池无交点,CET转变倾向最小,这使得通过减少交点控制杂晶形成而成功修复高温合金部,工艺参数上,除了上述的扫描速度和激光功率,扫描方式也会对杂晶的形成起到影响。
LIU Z Y等发现在单轨熔覆时,与单向扫描方法相比,在X、Y方向交替扫描有助于柱状晶的连续生长,但在多层外延生长中,由于激光扫描方向的改变会导致局部凝固条件如热积累和。
从而诱导外延枝晶沿激光扫描方向偏转或绕外延生长方向,双向激光扫描模式反而阻碍了柱状晶的连续生长,此外,枝晶偏析也会导致杂晶的形成,LIANG Y J 等在激光重熔试验时发现,未固溶基体中的枝晶偏析会导致杂晶的形成,而固溶处理后则减轻了杂晶倾向,因此对基体进行适当的固溶处理可以避免杂晶的形成。
随后LIU G等发现碳化物和共晶相周围出现了取向混,这是元素偏析形成的碳化物和共晶相的熔化所导致的,而将热输入降低到50 J/mm则可以控制碳化物和共,将杂晶控制工艺与裂纹控制工艺相结合,能得出一个更优的加工窗口。
针对不同合金体系,还需进行深入探索,这将显著提升激光修复高温合金的质量,基体的取向对柱状晶的外延生长同样起到关键作用,研究表明,将单晶基板绕X,Y和Z轴旋转,这与[100]。
[010]和[001]晶体学方向一致,基体取向的改变同时改变了枝晶生长速度和温度梯度在枝,当(001)面绕[010]旋转45°时杂晶控制水平,除了对损伤部位进行传统的直接激光沉积,目前还通过一些新的手段在激光修复过程中进行辅助或者,达到改善组织,提高合金修复后性能的目的,CHENG H M等采用电磁搅拌辅助激光修复技术(。
电磁搅拌对热传递有一定影响,在一定程度上可以改善液态金属的扩散,并抑制由液态金属对流影响的Laves相的形成,改善了修复合金的拉伸性能,LI Q Q等采用超声微锻造处理作用在45号钢上的,由于在凝固过程中产生振动引起柱状晶破裂,细化了熔覆层晶粒。
而且减少了缺陷,提升了熔覆层的机械性能,也为改善激光修复高温合金零部件提供了一个可能的方法,ZHANG P Y等采用激光冲击强化技术对激光熔覆,使表层晶粒得到细化,此外激光冲击能引入较大的残余应力,这些因素共同作用提高了修复构件的高温拉伸强度。
CHEN Y等还将碳纳米管加入到激光沉积的IN71,发现碳纳米管桥接了Laves相和枝晶间结合区域,增强了枝晶间应力传递,抑制了热影响区中的热裂,Fig.1 The distribution va。
(a)绕x轴顺时针旋转 (b)绕y轴逆时针旋转,(a)空冷 (b)强制水冷,1981年,将激光熔覆技术用在强化RB211发动机涡轮叶片冠部,随后。
激光修复技术在航空航天及地面装备高温合金零部件修复,其中美国是最大的受益者,1983年,美国GE公司使用激光修复技术修复了发动机叶片,并将激光熔覆技术列为该公司90年代十大新技术之一。
美国Sandia试验室研制的激光工程化净成形(La,LENS)技术,由于其组织致密,力学性能出色,后处理简单等特点,已应用在美军T700黑鹰直升机发动机叶片、叶轮和A。
为美军阿拉巴马军械库的修复工程每年至少节省军费开支,美国Huffman公司开发的激光熔覆沉积叶片修复系,此外,早在20世纪90年代,美国便开始建立“机动部件医院”(Mobile Pa,MPH)。
目的是将激光增材设备移至前线,就地制造、修复所需零件以及损伤零件,截止2010年美国陆军已有4套MPH,在使用的第一个十年中便为美国制造和修复了15万个以,大大缩减了从仓库运输零部件至战场的时间和成本。
随后美军又花费10年时间开发出MPH 2.0版本“,MTC)和MPH 3.0版本“Ex Lab” (E,可以制造和修复更为特殊、复杂的零部件,与此同时,其他国家也将激光修复技术应用在了高温合金热端部件的,韩国空军使用激光修复技术修复了F-15K战机的涡轮,意大利米兰工大与ENEL/CRTN和意大利CISE。
P,A Seqrate(MI)联合研究了X-40导向叶,可以将叶片的损伤失效区域激光切除后激光焊接上修复材,高温合金由于其高耐温性和高耐腐蚀性,已广泛应用于航空发动机和燃气轮机的涡轮叶片、涡轮盘,由于高温合金叶片结构复杂。
铸造过程中难度大、要求高,容易产生裂纹、缩松、浇不足等铸造缺陷,铸件质量难以稳定控制,部件成品率低,这些昂贵的热端部件需要在高温、高压、腐蚀的服役环境,并在振动、离心力和流体力的作用下容易出现裂纹、磨损。
导致零件失效,除此之外,叶片在后续的机加工过程中出现的加工缺陷也是导致叶片,航空发动机叶轮、叶片等部件生产成本不仅非常昂贵,而且生产周期长,一般来说,其价值占整机价值的20%~30%。
倘若直接更换则会造成严重的经济损失,而发生在叶片表面的损伤大都可以通过修复实现再利用,因此开展高温合金部件修复工艺的研究,延长零件寿命和使用率,减少对新部件的需求量就显得格外重要,目前高温合金热端部件的修复手段主要有真空钎焊、真空,但这些方法热输入量大。
容易出现裂纹和变形,无法满足精密零件修复要求,而激光熔覆所具有的激光能量密度高、热影响区小、稀释,可以实现零件的高精度、高效率、低成本的修复,国内外学者已对激光修复高温合金开展了大量的研究和试,图3 直接能量沉积(DED)试样纵截面光学显微图和。
电磁搅拌控制激光固态成形Inconel 718高温合金的组织和机械性能
如上图,在两种不相混电解质溶液(ITIES)的界面上的半导,由于盐浓度的不同,该纳米粒子非常薄(nm量级),并且在没有离子流过界面的情况下对电压也很稳定,纳米粒子的表面张力和极化率加深了电势阱,当粒子的尺寸大致在一个或几个纳米量级时,溶剂化作用的平衡将纳米粒子推向水相。
而电场则将其推向有机相,激光固相成形Inconel718高温合金工件中粗大,为提高合金的组织和机械性能,采用电磁搅拌(EMS)技术改变合金熔池的凝固过程,结果表明:EMS不能完全消除外延生长的柱状晶。
但液态金属的强对流可以有效地影响固液界面生长模式,合金元素在固液界面前缘的偏析受到抑制,整体过冷度相应降低,对比不同工艺参数下形成的试样的显微组织,发现随着磁场强度的增加,枝晶间形成的γ+Laves共晶相的尺寸和数量减小。
合金元素分布更加均匀,残余应力分布更加均匀,有利于再结晶后晶粒的细化,机械性能测试结果表明,使用EMS后,抗拉强度提高了100 MPa。
延伸率提高了22%,合金的室温高周疲劳性能也从沉积态的4.09 × 1,热处理态的5.45 × 104循环提高到12.73,图7 不同电磁场强度热处理后的LSFed Inco,(a) 0 mT。
(b) 30 mT,(c) 50 mT,(d) 80 mT,需要指出的是,不同磁场强度沉积的试样在热处理后抗拉强度与塑性的差,如图6所示。
说明电磁搅拌对热处理后的试样的影响并不显著,对于大多数修复问题,不允许进行更高温度的固溶处理,这种处理将保留沉积样品的典型特征,EMS可以用于增强激光修复零件的材料,因为不允许更高的温度固溶处理,图11 lssfed Inconel 718高温合。
当磁场强度为30、50和80 mT时,Laves相体积分数由未施加EMS时的5.49%变,同时Laves相体积分数的降低意味着更多的合金元素,EDS分析显示,随着电磁场强度的增加,Nb和Ti在内枝晶区含量增加。
这两种元素是γ″和γ′析出强化相形成的最重要元素,如图5所示,而Mo和Mn的含量略有下降,Al的含量不受影响,对应于Nb的增加和Ti innerdendrite,他们的内容interdendritric地区减少,导致更少的Nb和Ti的共晶反应剩余物和γ阶段,因此导致洗涤阶段的数量减少。
以及形态学的改变,1,介绍,3.3. LSFedInconel 718高温合金,结果表明,LSFed试样中再结晶晶粒组织的分布与残余应力的大,高的残余应力增强了再结晶过程,使晶粒更加细小。
从图8中还可以看出,随着磁场强度的增加,小于150 μm的小晶粒比例增加,而在较大的晶粒中则呈现相反的趋势,而80mt更高的磁场强度会导致大颗粒和小颗粒在整个。
这可能是由于使用过大的电磁场强度时产生的乱流,具体原因还需要进一步分析,3.4. LSFedInconel 718高温合金,图8 不同电磁场强度热处理后的LSFed Inco,使用维氏显微压痕法测量残余应力,Suresh等人首次报告了该方法,Carlsson等人将其应用于金属材料。
测量维氏显微硬度压痕的实际面积,并与标称面积进行比较,通过拟合公式计算残余应力,试样的拉伸试验在INSTRON 3382通用材料试,拉伸速度为2 mm/min,试样的高周疲劳性能在INSTRON 8802液压疲。
试验条件如下:应力比R=−1、光滑的疲劳试样,载荷频率f=10 Hz,最大应力Fmax=750 MPa,对于拉伸和疲劳试验,在每种条件下测试三个样品,并计算拉伸强度、伸长率和疲劳寿命周期的平均值。
以确保结果的准确性,拉伸和疲劳试验后,使用TESCAN VEGA II-LMH扫描电子显,3.结果与讨论,图10 LSFed Inconel 718高温合金,(a)和(b)处于沉积状态,(c)和(d)经过热处理。
(a)和(c)在没有EMS的情况下制备,(b)和(d)在有EMS的情况下制备,电磁强度为50 mT,500oC时接收和再结晶k掺杂W棒轴向疲劳寿命,也绘制了Schmunk等人在815℃和1232℃沿,这意味着EMS引起的Laves形状和数量的改变,可以降低Laves周围发生应力集中和微裂纹形成的概,图8c和d为热处理后试样的断口。
在热处理后的断口中,有EMS和没有EMS沉积的试样没有明显的区别,这也表明热处理后的试样具有几乎相同的拉伸性能,由此可以得出,EMS对Inconel 718高温合金1100℃高。
EMS对LSFed Inconel 718高温合金,沉积态LSFedInconel 718合金(无EM,如图3a所示,这种粗大的柱状晶粒结构被认为是激光增材制造材料的典,在高温合金、钛合金等多种激光增材制造材料中都存在,定向凝固组织也导致了材料的各向异性,对于电磁沉积的样品,其枝晶结构与沉积时相同。
表明电磁沉积并没有改变磁场特性下的枝晶结构,测量了枝晶的初臂间距,结果表明,随着磁场强度的增加,初臂间距增大,证明了枝晶臂间距与温度梯度成正比,与过冷度成反比,随着EMS对熔池的搅拌。
强烈的对流可以将富集的合金元素从枝晶间区移开,降低本构过冷度,同时还可以增大液固界面前的温度梯度,这些都有利于增大主臂空间,上述结果表明,随着电磁场强度的增加。
电磁场对液态金属搅拌作用的增强,对液态金属组织的改变有有益的效果,图6也显示了EMS对LSFedInconel 71,各试样的硬度随电磁场强度的增加而增加,当磁场强度为0、30、50和80 mT时。
试样的平均硬度值分别为277、290、326和32,材料的硬度与其显微组织有关,Laves相在Inconel 718高温合金中是一,该相的存在可以提高材料的硬度,然而,Laves相的形成消耗了大量的均一元素,如Nb和Ti,这不利于γ基体的强化。
在沉积状态下,γ枝晶主要通过合金元素的固溶强化得到强化,如图3所示,EMS降低了Laves相的尺寸和数量,使得更多的合金元素分布在γ枝晶中。
从而提高了γ基体的硬度,疲劳试样的断口形貌如图9所示,结果表明,在50 mT的电磁强度下,lssf合金在沉积态和热处理态下的断口形貌不同。
沉积态试样的断口形貌比热处理态试样的断口形貌光滑,疲劳裂纹扩展速度快,疲劳寿命较低,热处理后试样的粗断口也与试样中存在更细的晶粒相对应,研究人员报道了晶粒尺寸对金属材料[17]、[18],本文探讨了电磁搅拌控制激光固态成形Inconel 。
图5 不同电磁场强度下制备的LSFed Incon,(a) 0 mT,(b) 30 mT,(c) 50 mT,(d) 80 mT,本实验中使用的不同样品的电磁场强度分别为0、30、,LSF的详细示意图如图1所示,工艺参数如下:激光功率P=1800W。
扫描速度v=9mm/s,光斑直径D0=3mm,相邻焊道重叠η=40%,Z方向增量ΔZ=0.3mm,保护气体流量(Ar)fgas=6L/min,沉积了几个试块,用于微观结构观察和机械性能测试(见图2),doi.org/10.1016/j.optlast。
电磁场对液态金属的搅动也会影响温度场,进而影响沉积态样品的残余应力分布,因为搅拌和液态金属的流动,整个熔池的温度很容易和快速得到重新分配,和温度梯度的液体和固体界面将会扩大,导致快速凝固速度和较高的残余应力在内部通过地区。
同时,两道道交叠区域的热循环也发生了变化,冷却速率降低,导致该区域的残余应力减小,两道道交叠区域的残余应力差异变小,磁场强度越大。
搅拌效果越强,两者的差值越小,电磁搅拌(EMS)通过改变液态金属在熔池中的凝固行,成功地应用于焊接过程中,以减少冶金缺陷和变形,Kern等人研究了激光焊接中磁搅拌的影响。
他们发现磁流体动机械机制的利用使熔体流动“层叠化”,在熔池液态金属的凝固行为LSF具有类似的特征与焊接,所以电磁搅拌和激光固体形成的组合能给一个新的解决方,Qin 等研究了磁场搅拌对钛合金激光金属沉积的影响,发现旋转磁场增强了熔池中的对流,提高了熔池的冷却速度。
使熔池的显微组织更精细,机械性能更好,Yu 等报道了电磁搅拌在激光熔覆钢基WC/Co层上,结果表明:在电磁场的搅拌作用下,熔覆层无气孔和裂纹,为了改善LSFed Inconel 718高温合金,Yu等在LSF处理中加入旋转磁场,发现电磁搅拌能有效影响枝晶间区γ+Laves共晶相。
提高LSFed材料的显微硬度,图1电磁搅拌辅助激光固体成形装置设计方案,图3 不同电磁场强度下制备的LSFed Incon,(a) 0 mT,(b) 30 mT,(c) 50 mT。
(d) 80 mT,为了比较不同试样的断裂机理,利用SEM观察了断裂形貌,结果如图8所示,添加或不添加EMS的沉积试样的断口表面均呈现典型的。
如图8a所示,韧窝中有破碎和剥落的颗粒,在韧窝周围形成微裂纹,从颗粒的形状、分布和数量等方面确定其为分布在枝晶间,Laves相是脆性的。
在外界载荷下很难变形,应力集中发生在Laves与γ基体的界面上,当应力水平足够高时,界面会形成微裂纹,部分Laves粒子会断裂释放应力。
因此,Laves相的存在不利于材料的拉伸性能,尤其是延性,在LSF过程中应用EMS后,酒窝中Laves相颗粒数量减少,酒窝形状更加规则。
如图8b所示,(2)辅助电磁场的电磁搅拌作用使残余应力分布更加均,有利于再结晶后晶粒的细化,表2 研究了LSFed Inconel 718高温,图2 试样用于室温拉伸试验(a)和疲劳试验(b),图6 不同电磁场强度下制备的LSFed Incon。
(a) 0 mT,(b) 30 mT,(c) 50 mT,(d) 80 mT,江苏激光联盟导读:,至于热处理样品如图7所示b,lsf样品制作的抗拉强度电磁场强度0,30、50和80吨增加到1359。
1388,1362和1352 MPa,分别高于as-deposited样品和伪造的材料在,拉伸强度的提高主要是由于时效过程中γ″相和γ′相的,众所周知,γ -″相和γ′相等析出相强化相的形成对合金元素的,1100℃固溶处理足以实现合金元素的均匀化,这有利于拉伸强度的提高。
3.5,LSFed Inconel 718高温合金试样的,表1 Inconel 718高温合金粉末化学成分(,LSFedInconel 718高温合金残余应力分,图7为热处理后不同电磁场强度的LSFedIncon,图8为不同尺寸范围的晶粒尺寸统计数据。
如图7所示,热处理后样品均发生了静态再结晶,晶粒较沉积态晶粒细化,在30 ~ 80 mT的电磁场强度范围内,晶粒结构明显变细,但在80 mT的电磁场强度较大时,也会形成一些较大尺寸的晶粒。
如图8所示,再结晶样品中存在较多粒径大于350 μm的晶粒,采用等离子体旋转电极工艺(PREP)制备了尺寸约为,粉末的化学成分见表1,基板由304不锈钢板切割而成。
尺寸为150 mm × 60 mm × 6 mm,在LSF工艺前,先用砂纸打磨基材表面,然后用丙酮清洗,4。
结论,图4 不同电磁场强度下EMS- LSFed Inc,(a) 0 mT,(b) 30 mT,(c) 50 mT,(d) 80 mT。
(3)通过对合金组织的改性,提高了合金的拉伸性能和高周疲劳性能,高温后固溶处理会使强化效果减弱,(左)两种不混溶的电解质溶液之间的界面卡通,纳米粒子吸附在界面上(实际上纳米粒子比离子大得多),这三条曲线对应的零场吸收峰分别为490、560和6,(4)在不允许高温固溶处理的激光修复部件中。
电磁搅拌可用于强化材料,3.1,LSFed Inconel 718高温合金试样的显,图9 lssfed Inconel 718高温合金,图9为不同电磁场强度下。
LSFed Inconel 718高温合金在沉积状,对于沉积态试样(图9a),EMS可以同时有效提高拉伸强度和塑性,在磁场强度为30、50、80 mT时,拉伸强度分别为1023、1048、1072 MPa,相应样品的伸长率分别为12%、25%、34%和32,结果表明,在沉积状态下。
EMS同时提高了材料的强度和塑性,材料的强化是由于γ枝晶基体的固溶强化,因为EMS可以有效地增强熔池中液态金属的对流,增加固液界面的温度梯度,降低凝固的本构过冷倾向,这些都将导致γ枝晶中合金元素含量的增加和抗拉强度的,材料的延性与Laves相的形态和数量有关。
在外界荷载[15]作用下,Laves相的脆性往往会导致材料在变形过程中出现应,因此,在较高的磁场强度下,当EMS使Laves相的尺寸和数量减小时,沉积试样的伸长率相应增大,参考文献:W.D。
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在没有EMS的情况下,两道道焊道重叠区域的残余应力绝对值高达500 MP,远高于内道焊区的残余应力绝对值,随着电磁场强度的增加,重叠区域的残余应力增加速度相对较慢,内道区域的残余应力增加速度较快。
如电磁场强度为50 mT时,前者为450 MPa,后者为300 MPa,这两个区域的残余应力差相应减小,同时,不添加EMS时,N + 1孔道的残余应力小于N孔道的残余应力。
如图5a所示,这意味着低密度凝固过程中的热积累会影响组织的均匀性,加入EMS后,这种趋势减弱,如图5b所示。
进一步提高电磁场强度50 c太如图5所示,通过N + 1的残余应力是略高于通过N还应该指出,样品的平均残余应力水平与EMS沉积高于样本没有EM,当磁场强度为0 ~ 80 mT时,沉积试样的平均残余应力分别为223、270、330,EMS应用于LSF工艺时,Laves相的形貌发生了明显的变化。
如图3所示,对应的高倍扫描电镜图像如图4所示,可以看出,加入EMS后,Laves相的形貌由未采用电磁搅拌时的连续长条状转。
如图3c所示,在磁场强度为80 mT时变为粒状,如图3d所示,在枝晶间形成Laves相的原因是Nb、Al、Ti等,EMS通过对液态金属的剧烈搅拌,使合金元素重新分布到远离固液界面的液态金属中,从而减轻合金的偏析,Laves相的持续生长受到抑制。
其形态也发生相应的变化,用Image Pro Plus软件对Laves相的,结果表明,EMS处理后Laves相的体积分数明显降低,江苏激光联盟陈长军原创作品。
3.2. LSFedInconel 718高温合金,在沈阳航空航天大学建立的激光金属沉积系统上,对Inconel 718高温合金样品进行了激光表面,该系统由5kW DL-HL-T5000B快速横流C,为了实现对熔池的电磁搅拌效果,采用了电磁搅拌装置。
该装置主要由两对永磁体、一个铝制转盘和一个步进电机,通过调节磁铁之间的间隙可以实现不同的磁场强度,通过改变电机转速可以获得不同的频率,基板固定在工作台上,不随转盘和磁铁旋转。
在LSF工艺之前,在磁铁方向不变的情况下,使用HT201高斯计在两块磁铁(LSFed Inc,由于磁体远高于沉积样品,因此在LSF过程中。
磁场强度被认为均匀分布在熔池中,实验中使用的磁场频率为50 Hz,并保持与所有样品相同,2,实验的程序。
激光固体成形(Laser solid formin,LSF)是一种以激光束为热源,在重建程序的控制下逐层熔化粉末并形成金属结构的增材,与传统的材料制造工艺如铸造、锻造、焊接等不同,LSF可以自由、快速地制造复杂的结构,而且所制造的材料结构致密,机械性能优异,以LSFed Inconel 718高温合金试样为。
证明其拉伸性能优于工程应用的锻造标准,然而,LSFed Inconel 718高温合金试样在热,且柱状晶粒分布不均匀,导致其疲劳性能偏低,不能满足航空航天行业的实际应用。
因此,近年来LSF技术在高温合金组织制造中的应用受到了限,LSFed Inconel 718高温合金试样在室,对于沉积态试样,施加0 mT和50 mT电磁场时,疲劳寿命周期分别为4.09 × 104和8.21 。
应用EMS后,疲劳寿命提高了一倍,疲劳寿命的提高与显微组织有关,其中,熔覆试样中Laves相的形态和数量对试样的疲劳性能。
一方面,较大的Laves相条带脆性较大,在循环荷载作用下容易产生裂纹,形成疲劳裂纹源,从而减少Laves相。
延长疲劳寿命,另一方面,在适当的时效温度下,Laves相的减少会向基体释放更多的合金元素,从而形成更多的强化相,这些都有利于沉积态LSFed样品的疲劳性能,热处理后,当磁场强度为0 mT和50 mT时。
疲劳寿命分别增加到5.45 × 104和12.73,可见,热处理可以有效提高LSFed试样的疲劳性能(见图1,本文将电磁搅拌引入Inconel718高温合金的L,对熔敷态和热处理态试样的组织、拉伸性能和高周疲劳性,目的是优化LSFed Inconel 718高温合,来源:Control of microstruct,Optics &Laser Technology。
至于不同样本的平均残余应力值,它可以看到,两个相邻的重叠区域的残余应力传递接近不同的样本,而每个传递的内部地区平均值增加随着电磁场强度的增加,这表明,EMS显著提高了孔道内区域的残余应力水平,但对相邻孔道重叠区域的影响不显著。
众所周知,电磁场只能通过剧烈的搅拌来影响熔池中的液态金属,从而实现液态金属的剧烈对流,从而使熔池中的温度场和合金元素分布发生相应的变化,而相邻孔道交叠区域则经历了双重淬火过程,这一过程几乎不受电磁场的影响,在聚变反应堆的运行过程中。
分流器将受到高通量等离子体和中子辐照的循环头负荷,结果表明,W材料的熔融再结晶开裂和塑性/蠕变变形可能导致转炉,虽然导流器材料最重要的机械性能之一是疲劳性能,但关于W材料的疲劳寿命实验数据非常有限,上图为掺k W棒与常规热轧纯W板的低周疲劳寿命,在高应变条件下。
再结晶k掺杂W棒材(900°C,0.33 h)的疲劳寿命与纯W棒材相似,而在低应变条件下,k掺杂W棒材的疲劳寿命较长,再结晶k掺杂W棒材的疲劳寿命比纯再结晶W棒材的疲劳。
为了观察沉积态LSFedInconel 718高温,从试块上切下垂直于激光扫描方向的小截面,用砂纸打磨和抛光,并用10ml CH5(OH)+10ml HCl+5,所使用的热处理工艺如下:在1100°C下固溶处理1,空气冷却至室温,然后在980°C下时效1 h。
空气冷却至室温,然后在720°C下时效8 h,炉内连续冷却至620°C,在620°C下保持8 h,最后空气冷却至室温。
通过MR5000光学显微镜(OM)观察微观结构,(1)电磁搅拌对LSFedInconel 718高,Laves相的形态由条状转变为球状,数量减少。
关于激光修复高温合金成型件的新方法综述电磁搅拌控制激光固态成形Inconel 718高温合金的组织和机械性能的内容就介绍到这里!