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1、鑄造高溫合金K418（K18／inconel713c）車用增壓渦輪熱裂傾向分析

2、綜述：采用能量直接沉積進(jìn)行增材制造功能梯度金屬材料（5）

鑄造高溫合金K418（K18／inconel713c）車用增壓渦輪熱裂傾向分析

　　2.1 充型過程，模擬中鑄件材料為K418合金，其主要成分如表1所列，該合金是一種以γ’相沉淀強(qiáng)化為主的鎳基高溫合金，γ’相的質(zhì)量分?jǐn)?shù)約為55%。

　　枝晶間γ+γ’共晶相體積分?jǐn)?shù)約為2%，此外，還含少量MC碳化物和極少量M3B2硼化物，2)凝固過程中渦輪各部分厚度不同，導(dǎo)致葉稍與其他部位的冷卻情況不同，造成渦輪各部分溫度分布不均勻，凝固時(shí)間和收縮量不同，因而在最先凝固的葉稍部位產(chǎn)生了拉應(yīng)力。

　　拉應(yīng)力達(dá)到一定程度即通過產(chǎn)生熱裂來釋放，凝固過程中鑄件所受拉應(yīng)力越大，處于熱裂敏感區(qū)的時(shí)間越長，熱裂傾向性越大，圖10所示為不同澆注溫度和模殼溫度下節(jié)點(diǎn)4的固相分。

　　由圖10可知，不同澆注工藝下節(jié)點(diǎn)4的應(yīng)力都在固相分?jǐn)?shù)達(dá)到0.9時(shí)，且在固相分?jǐn)?shù)逐漸接近1.0時(shí)急劇增加，低模殼溫度和低澆注溫度及高模殼溫度和高澆注溫度的澆，固相分?jǐn)?shù)接近1.0時(shí)，產(chǎn)生的應(yīng)力均大于50MPa，且模殼溫度為950℃、澆注溫度為1500℃時(shí)。

　　應(yīng)力高達(dá)約60MPa，采用低模殼溫度和高澆注溫度及高模殼溫度和低澆注溫度，凝固終了時(shí)產(chǎn)生的應(yīng)力均低于50MPa，且當(dāng)模殼溫度為950℃、澆注溫度為1450℃時(shí)，產(chǎn)生的應(yīng)力小于40MPa，熱裂是鑄件在凝固末期，固相分?jǐn)?shù)高達(dá)0.9、幾乎接近1.0時(shí)形成的一種鑄造，此時(shí)溫度處于線收縮開始溫度到固相線溫度區(qū)間內(nèi)。

　　即有效結(jié)晶溫度范圍[14?16]，強(qiáng)度理論認(rèn)為，在有效結(jié)晶溫度范圍內(nèi)的合金本身處于“脆性”階段，合金的強(qiáng)度和塑性極低，鑄件凝固末期，處于脆性區(qū)的鑄件，當(dāng)固相骨架已經(jīng)形成并開始收縮后。

　　由于收縮受阻，鑄件局部產(chǎn)生收縮應(yīng)力及塑性變形，若收縮應(yīng)力或塑性變形超過合金在該溫度下的強(qiáng)度極限和，鑄件即發(fā)生熱裂[17?19]，凝固過程中產(chǎn)生的應(yīng)力或塑性變形越大，鑄件的熱裂傾向性越大，此外。

　　CLYNE和DAVIES[20]及HATAMI等[，ηHCS)，即，2.4 應(yīng)力場(chǎng)分布和熱裂傾向分布，圖4所示為模殼溫度為900℃，澆注溫度為1450℃的澆注工藝下鑄件的凝固時(shí)間分布。

　　由圖4可知，鑄件凝固時(shí)間最長的部位為圖中紅色區(qū)域的內(nèi)澆道，凝固時(shí)間最短的部位為紫色區(qū)域的葉片前端，葉片、渦輪軸部、渦輪盤及內(nèi)澆道等不同部位凝固時(shí)間相，葉片前端在30s內(nèi)即完全凝固，渦輪軸部及渦輪盤凝固速度減緩，內(nèi)澆道最后凝固，此凝固順序有利于保證渦輪自下而上的凝固順序。

　　使縮孔、縮松等缺陷集中在最后凝固的內(nèi)澆道部位，從而保證了渦輪的質(zhì)量，圖3所示為在模殼溫度為900℃、澆注溫度為1450，由圖3可知，金屬液澆注到內(nèi)澆道后，液態(tài)金屬依靠靜壓力流入渦輪型腔。

　　首先充滿底部渦輪軸，然后自下而上充滿葉片，之后在內(nèi)澆道的下部相遇，最后上升到內(nèi)澆道口，充型完整，不會(huì)發(fā)生冷隔、澆注不足等缺陷，完成整個(gè)充型過程約需1.5s。

　　K418合金渦輪精鑄過程采用熱殼澆注，模殼溫度很高，冷卻過程必須考慮模殼與周圍環(huán)境的輻射換熱，因此模擬中考慮模殼與車間環(huán)境的輻射換熱，造型時(shí)建立一個(gè)d138mm×147mm的圓柱形扣箱，通過充型和凝固過程的數(shù)值模擬。

　　較真實(shí)全面地反映了渦輪的實(shí)際凝固過程，模擬過程中的熱裂傾向也與實(shí)際情況吻合良好，為了考察工藝對(duì)渦輪產(chǎn)生熱裂的影響，選取1450和1500℃的澆注溫度及900和950，采用不同的溫度參數(shù)交叉模擬渦輪的熱裂情況，圖9所示為不同澆注溫度和模殼溫度下熱裂傾向較嚴(yán)重的，為深入分析渦輪葉片的熱裂機(jī)制，在葉稍上從垂直于渦輪軸的方向等距離選擇7個(gè)節(jié)點(diǎn)。

　　以研究凝固過程中葉片上熱裂的產(chǎn)生過程，如圖6(b)所示，圖8所示為渦輪葉稍處節(jié)點(diǎn)的溫度、固相分?jǐn)?shù)和應(yīng)力隨時(shí)，由圖8可知，位于葉片最下端的節(jié)點(diǎn)1不到13s即完全凝固。

　　葉稍處其他幾個(gè)節(jié)點(diǎn)的凝固時(shí)間相差不大，均約為18s，在凝固過程的前8s內(nèi)，各個(gè)節(jié)點(diǎn)的固相分?jǐn)?shù)均小于0.9，在此前的凝固過程中幾乎不產(chǎn)生應(yīng)力。

　　隨著凝固過程的進(jìn)行，當(dāng)固相分?jǐn)?shù)大于0.9時(shí)，葉稍各節(jié)點(diǎn)處開始產(chǎn)生拉應(yīng)力，當(dāng)固相分?jǐn)?shù)接近1.0時(shí)，拉應(yīng)力急劇增大，其中節(jié)點(diǎn)3和4處產(chǎn)生的拉應(yīng)力最大，均大于50MPa。

　　其余節(jié)點(diǎn)在固相分?jǐn)?shù)接近1.0時(shí)產(chǎn)生的拉應(yīng)力為18~，鑄件澆道的幾何模型從軟件中導(dǎo)出IGS格式，隨后導(dǎo)入軟件的模塊中進(jìn)行面網(wǎng)格劃分，由于渦輪不同部位厚度相差較大，同時(shí)綜合考慮薄葉片部分的計(jì)算精度和模擬計(jì)算量。

　　采用不同的網(wǎng)格長度劃分鑄件面網(wǎng)格，渦輪葉片部分的網(wǎng)格大小為1mm，渦輪盤、渦輪軸及澆道的網(wǎng)格長度為3mm，扣箱的網(wǎng)格長度為6mm，面網(wǎng)格劃分成功后，考慮到實(shí)際模殼的形狀和厚度。

　　采用自動(dòng)生成型殼的功能，在鑄件外生成7mm厚的模殼，最后進(jìn)行體網(wǎng)格劃分，鑄件、模殼和扣箱的網(wǎng)格劃分結(jié)果如圖2所示，模型中節(jié)點(diǎn)數(shù)為155和713，有限元體網(wǎng)格數(shù)為747和870，國內(nèi)外對(duì)車用增壓渦輪用TiAl合金進(jìn)行了大量研究，如成分和組織對(duì)TiAl合金持久性能的影響以及TiA。

　　此外，眾多學(xué)者對(duì)Inconel713C和GMR235等車，由于熱裂這一鑄造缺陷的存在不僅使渦輪生產(chǎn)廠家的成品，一定程度上也制約了渦輪產(chǎn)品質(zhì)量的提高，因此，尋求快捷、合適的方法預(yù)測(cè)渦輪熱裂，進(jìn)而防止和控制熱裂的產(chǎn)生，并探索鑄件熱裂傾向最小的澆注工藝具有重要意義。

　　但目前關(guān)于這方面的研究鮮見報(bào)道，計(jì)算得到K418合金固相線和液相線溫度分別為117，實(shí)際生產(chǎn)中合金的澆注溫度為1450~1500℃，通常低于1500℃，模殼溫度為900℃左右。

　　模擬計(jì)算中采用1450和1500℃兩種澆注溫度以及，對(duì)比分析澆注溫度和模殼溫度對(duì)熱裂缺陷的影響，應(yīng)力模擬計(jì)算采用熱彈塑性模型，將模殼定義為剛性，即參與接觸計(jì)算，但不進(jìn)行應(yīng)力計(jì)算，澆注考慮輻射換熱、導(dǎo)熱和對(duì)流換熱，設(shè)定鑄件與模殼之間的換熱系數(shù)為650W/(m2·K。

　　采用重力澆注，澆注速度約為0.15m/s，終止計(jì)算的條件設(shè)置為溫度低于800℃，除將TFREQ(溫度結(jié)果保存間隔)和SFREQ(應(yīng)，其余運(yùn)行參數(shù)采用重力澆注默認(rèn)設(shè)置，前處理完畢后。

　　運(yùn)行得到金屬液充型以及凝固過程中的溫度場(chǎng)和應(yīng)力場(chǎng)求，K418鎳基鑄造高溫合金因具有足夠的熱強(qiáng)性、熱穩(wěn)定，目前被廣泛用于制作汽車增壓渦輪，增壓渦輪葉片薄且曲率變化大，因此實(shí)際生產(chǎn)中采用熔模鑄造的方法澆注渦輪時(shí)，葉片極易產(chǎn)生熱裂。

　　目前生產(chǎn)廠家多采用“經(jīng)驗(yàn)+試驗(yàn)”的方法摸索減少鑄件，但這不僅浪費(fèi)昂貴的合金和型殼材料，增加成本，而且使得工藝改進(jìn)周期延長，計(jì)算機(jī)模擬技術(shù)的發(fā)展及其在鑄造領(lǐng)域的應(yīng)用為人們認(rèn)識(shí)，通過直觀地觀察鑄件充型和凝固過程，可以預(yù)測(cè)熱裂、縮孔、縮松等缺陷的產(chǎn)生情況，從而實(shí)現(xiàn)了鑄造工藝的優(yōu)化設(shè)計(jì)。

　　以確保鑄件質(zhì)量，降低生產(chǎn)成本，縮短試制周期，1 凝固過程數(shù)值模擬，圖5所示為模殼溫度為900℃、澆注溫度為1450℃，鑄件凝固初期的溫度場(chǎng)分布和相應(yīng)的固相分?jǐn)?shù)分布情況，由圖5可知，金屬液充滿型腔后。

　　厚度最薄的葉片前端溫度首先降至1178℃(合金固相，即完成凝固，此時(shí)葉片根部、渦輪軸部、渦輪盤及內(nèi)澆道溫度雖已降低，但仍高于合金的固相線溫度，這些部位的合金液此時(shí)處于固液兩態(tài)共存區(qū)，從圖9可以看出，模殼溫度為900℃時(shí)。

　　1450和1500℃兩種澆注溫度下節(jié)點(diǎn)4的凝固所需，模殼溫度提高后，冷卻速率減緩，凝固時(shí)間延長，其中高模殼溫度、高澆注溫度下節(jié)點(diǎn)4凝固所需時(shí)間最長，這是由于模殼溫度與澆注溫度越高。

　　凝固過程中鑄件與模殼的界面溫差越小，鑄型冷卻作用減弱，鑄件凝固所需時(shí)間延長，增壓渦輪結(jié)構(gòu)復(fù)雜，各個(gè)部分厚薄不同，導(dǎo)致葉稍、葉根和渦輪軸部的冷卻情況不同，薄的葉片部分凝固較快，尺寸較大的渦輪軸和渦輪盤凝固較慢。

　　因此造成各部分溫度分布不均勻，凝固時(shí)間和收縮量不同，同時(shí)渦輪各部分聯(lián)為一個(gè)整體，彼此間互相制約，因而在先凝固的葉稍部分首先產(chǎn)生了拉應(yīng)力，當(dāng)拉力達(dá)到一定值時(shí)通過產(chǎn)生裂紋來釋放。

　　即發(fā)生熱裂，對(duì)照?qǐng)D7可知，渦輪葉片實(shí)際熱裂部位基本位于節(jié)3和4之間的葉片部位，由此可知，當(dāng)固相分?jǐn)?shù)接近1.0時(shí)，葉稍處各節(jié)點(diǎn)均產(chǎn)生拉應(yīng)力，葉片曲率變化大的區(qū)域易形成應(yīng)力集中，因此。

　　節(jié)點(diǎn)3和4所在區(qū)域的拉應(yīng)力大于其他部位的拉應(yīng)力，導(dǎo)致此處更易發(fā)生熱裂，1.4 邊界條件、初始條件及運(yùn)行參數(shù)設(shè)置，1.1 試驗(yàn)鑄件及模型的建立，本文以K418合金車用增壓渦輪為研究對(duì)象，采用已經(jīng)實(shí)際工程驗(yàn)證的鑄造專用數(shù)值模擬軟件對(duì)渦輪鑄。

　　動(dòng)態(tài)地觀察渦輪的充型和凝固過程，在此基礎(chǔ)上，結(jié)合熱裂產(chǎn)生機(jī)理與預(yù)測(cè)判據(jù)，模擬并預(yù)測(cè)不同澆注工藝下渦輪的熱裂情況，討論了澆注溫度和模殼溫度對(duì)渦輪熱裂的影響，以期為獲得高質(zhì)量渦輪產(chǎn)品的優(yōu)化工藝提供參考，圖7所示為實(shí)際生產(chǎn)中渦輪葉片產(chǎn)生熱裂的部位。

　　由圖7可知，熱裂紋通常出現(xiàn)在渦輪葉片上曲率較大的葉稍部位，由此可知，模擬得到的熱裂結(jié)果與實(shí)際生產(chǎn)中的熱裂情況基本吻合，式中：t0.99、t0.9和t0.4分別代表固相分。

　　可以看出，合金凝固過程中固相分?jǐn)?shù)處于0.99~0.9這一階段，熱裂傾向性越大，因此，可以從凝固過程中產(chǎn)生的拉應(yīng)力和處于熱裂敏感區(qū)的時(shí)間。

　　提高發(fā)動(dòng)機(jī)動(dòng)力性能、降低燃料消耗和減少廢氣排放污染，采用渦輪增壓技術(shù)已成為實(shí)現(xiàn)上述目標(biāo)的有效措施之一，渦輪增壓器利用發(fā)動(dòng)機(jī)排出的廢氣能量推動(dòng)渦輪室內(nèi)的渦，渦輪帶動(dòng)同軸的葉輪，葉輪將來自空氣濾清器的空氣壓縮，使之增壓進(jìn)入氣缸。

　　當(dāng)發(fā)動(dòng)機(jī)轉(zhuǎn)速加快時(shí)，氣缸進(jìn)氣量增加，從而提高了發(fā)動(dòng)機(jī)的輸出功率，在新一代小型發(fā)動(dòng)機(jī)中，尾氣溫度在局部區(qū)域甚至超過了850℃，渦輪轉(zhuǎn)速快，葉片長期承受多種交變應(yīng)力的作用，因此。

　　要求渦輪材料具備較好的耐熱性和高溫力學(xué)性能，K418合金計(jì)算中所用的相關(guān)物性參數(shù)利用自帶的材料，將表1中元素的質(zhì)量分?jǐn)?shù)輸入材料數(shù)據(jù)庫中，采用軟件推薦的模型，通過與熱力學(xué)數(shù)據(jù)庫和應(yīng)力數(shù)據(jù)庫自動(dòng)連接。

　　計(jì)算得到合金的熱物性參數(shù)和力學(xué)性能參數(shù)，模殼材料采用鋯砂，其熱物性參數(shù)在軟件數(shù)據(jù)庫中選取，1.2 網(wǎng)格剖分，觀察節(jié)點(diǎn)4在不同澆注條件下固相分?jǐn)?shù)處于0.9~0.。

　　采用950℃的高模殼溫度和1500℃的高澆注溫度時(shí)，其他澆注條件下此時(shí)間約為7s，由此可知，采用高模殼溫度和高注溫度不僅導(dǎo)致節(jié)點(diǎn)4在凝固過程中，而且使節(jié)點(diǎn)處于熱裂敏感區(qū)的時(shí)間延長，不利于控制鑄件的熱裂傾向，而同時(shí)采用高模殼溫度和低澆注溫度的澆注條件時(shí)。

　　一方面降低了凝固過程中產(chǎn)生的應(yīng)力，另一方面還縮短了鑄件處于熱裂敏感區(qū)的時(shí)間，因而有利于降低鑄件的熱裂傾向，因此，對(duì)于該渦輪鑄件，采用較高的模殼溫度和較低的澆注溫度有利于降低鑄件的，某型號(hào)車用增壓渦輪采用K418鎳基鑄造高溫合金通過。

　　其外形如圖1(a)所示，渦輪由12個(gè)葉片及輪盤組成，渦輪盤尺寸較大，最大尺寸為d98mm，最小壁厚僅為2.5mm。

　　帶有d29mm的渦輪軸，渦輪葉片長而薄，葉片高約為31.5mm，葉片自葉根向葉尖方向厚度逐漸減小，葉尖處壁厚不足1.0mm，此熔模鑄造渦輪屬小型件，為了提高生產(chǎn)效率和成品率，多采用組樹的方法。

　　一型多件同時(shí)澆注，為便于工藝上的研究分析，本文作者取單個(gè)帶內(nèi)澆道的渦輪進(jìn)行模擬，鑄件內(nèi)澆道采用三維實(shí)體造型軟件進(jìn)行造型，具體尺寸如圖1(b)所示，除了在應(yīng)力場(chǎng)計(jì)算方面較其他同類軟件具有較大優(yōu)勢(shì)外，還可以在應(yīng)力計(jì)算中對(duì)熱裂敏感性進(jìn)行計(jì)算。

　　在軟件中定義了熱裂指數(shù)，通過啟用熱裂指示器來表達(dá)該指數(shù)，從而定性地描述鑄件發(fā)生熱裂的傾向，熱裂指示器是一種應(yīng)力驅(qū)動(dòng)模型，其理論基礎(chǔ)是基于凝固過程中產(chǎn)生的全部應(yīng)力，當(dāng)固相率為50%~99%時(shí)，計(jì)算給定節(jié)點(diǎn)的彈性和塑性應(yīng)力變形，2 模擬結(jié)果及分析。

　　2.3 溫度場(chǎng)和固相分?jǐn)?shù)分布，2.5 不同澆注工藝下的熱裂對(duì)比，3 結(jié)論，1.3 材料的熱物性參數(shù)和力學(xué)性能參數(shù)，2.2 凝固時(shí)間分布，1)利用鑄造模擬軟件模擬了不同澆注溫度和模殼溫度下，分析了鑄造過程中鑄件的流場(chǎng)、溫度場(chǎng)、固相分?jǐn)?shù)和應(yīng)力，預(yù)測(cè)了渦輪的熱裂傾向與分布。

　　模擬結(jié)果與生產(chǎn)實(shí)際基本吻合，圖6所示為在模殼溫度為900℃、澆注溫度為1450，鑄件凝固初期的應(yīng)力場(chǎng)分布和相應(yīng)時(shí)刻的熱裂傾向分布情，由圖6(a)可以看出，凝固開始時(shí)，隨著葉片前端的即刻凝固。

　　葉片部位首先產(chǎn)生拉應(yīng)力，最早凝固的葉稍處應(yīng)力最大，其中曲率較大的部位應(yīng)力集中最為嚴(yán)重，由圖6(b)所示的鑄件熱裂傾向模擬結(jié)果可知，凝固初期渦輪的熱裂情況與應(yīng)力場(chǎng)的模擬結(jié)果一致，即葉片前端熱裂傾向較大。

　　曲率較大的部位熱裂傾向最大。

綜述：采用能量直接沉積進(jìn)行增材制造功能梯度金屬材料（5）

　　江蘇激光聯(lián)盟導(dǎo)讀：，圖1，熱保護(hù)系統(tǒng)應(yīng)用作為一個(gè)附件來連接熱服務(wù)的IN718，至于AM-FGM，在連接奧氏體和鐵素體方面非常吸引人的關(guān)注，為限制碳的擴(kuò)散提供了一個(gè)很好的解決方案。

　　有限元模擬證實(shí)了自奧氏體向鐵素體過渡的梯度成分變化，其失效要弱的多，F(xiàn)arren等人首先報(bào)道了采用LMD技術(shù)制造自SS，采用LMD技術(shù)進(jìn)行制造時(shí)低合金鋼粉末的缺乏限制了這，Brentrup 和 DuPont研究了自 2.2，如347不銹鋼。

　　Inconel 82和Inconel 800 合金，采用雙絲氣體鎢極焊進(jìn)行制造的案例，他們研究的梯度結(jié)構(gòu)呈現(xiàn)出平滑的變化和性能，其相變同預(yù)測(cè)也相似，為了實(shí)現(xiàn)減少鐵素體／奧氏體連接接頭處的碳擴(kuò)散的有害，采用 2.25Cr-1Mo鋼向 Alloy 800。

　　結(jié)果發(fā)現(xiàn)碳的擴(kuò)散速率顯著的減少，導(dǎo)致在典型的服役環(huán)境中碳的貧化時(shí)間延長了至少２０倍，梯度變化材料的顯微組織是從馬氏體到完全的奧氏體結(jié)果，碳的化學(xué)勢(shì)隨著成分的變化呈現(xiàn)一個(gè)非線性的趨勢(shì)，表明這里在 70 % 800H作為顯微組織的時(shí)候?yàn)?，在Heer和 Bandyopadhyay的研究中。

　　陡峭的自非磁性的奧氏體SS316合金向鐵素體 SS，成功的采用LENS技術(shù)實(shí)現(xiàn)了AM制造，證明了選擇性的磁性梯度的制造，顯微硬度的曲線證明存在一個(gè)平滑的過渡區(qū)，并且其顯微組織揭示了晶粒尺寸在特定的生長方向上的變，見圖4。

　　Bobbio等人實(shí)施了一個(gè)數(shù)值模擬和實(shí)驗(yàn)驗(yàn)證來研究，其顯微組織，元素成分，相組成和機(jī)械性能均進(jìn)行了表征，對(duì)于這個(gè)梯度合金，進(jìn)行了21層Ti-6Al-4 V合金的沉積，然后，3%的Invar 合金添加到每一層中。

　　在第32層，一個(gè)完全的純的Invar合金來進(jìn)行沉積，最后，另外22層Invar進(jìn)行沉積，據(jù)報(bào)道自Ti-6Al-4 V 向 Invar合金的，如宏觀裂紋和材料的過流，低熔點(diǎn)的成分的元素在大約12-18vol.% In，通過 CALPHAD計(jì)算。

　　得到的結(jié)果是在固相和液相溫度處下降，這是材料過流的原因，在過渡區(qū)中存在的二次相是裂紋產(chǎn)生的原因，這些金屬間化合物相經(jīng)過分析為FeTi，F(xiàn)e2Ti，Ni3Ti和 NiTi2。

　　所有這些二次相同通過 CALPHAD進(jìn)行了識(shí)別，然而，實(shí)驗(yàn)和模擬結(jié)果得到的精確的位置和相的體積分?jǐn)?shù)的結(jié)果，這是因?yàn)閷?shí)驗(yàn)條件為非平衡狀態(tài)，并不遵從等溫?zé)釀?dòng)力學(xué)計(jì)算的結(jié)果，最終。

　　Onuike和 Bandyopadhyay發(fā)展了一，采用的是一種新穎的成分連接層，由VC，Inconel 718和 Ti-6Al-4 V所組，利用LENS來進(jìn)行。

　　如圖2所示，由于VC在Ni和Ti中均可以形成單相，在梯度材料中形成脆性相就被得到抑制，▲圖3，梯度材料的整體圖和界面處的EBSD圖，(a和 b) 在 25 wt.% Ti-6Al-4，% Mo和 30 wt.% Inconel 718，(c) 在 100 wt.% Ti-6Al-4 V。

　　% Mo處的界面，據(jù)悉，采用能量直接沉積進(jìn)行增材制造功能梯度金屬材料的第5，主要介紹鈦基合金向鎳基合金過渡的梯度合金的激光增材，視頻加載中..，▲圖４，(a)自非磁性的奧氏體 SS316合金向磁性的鐵素，(b) 顯示梯度合金制造后的磁性效果。

　　(c) 梯度合金制造后的顯微結(jié)構(gòu)和相應(yīng)的在界面處的，Domack 和 Baughman應(yīng)用制造技術(shù)來制，LMD制造技術(shù)造成了顯著的微裂紋，粗大的枝晶和元素的分離，粉末的混合為包含40-60%的Inconel718，Lin等人統(tǒng)計(jì)和實(shí)驗(yàn)研究了自純鈦?zhàn)?Rene88D。

　　增加鎳基合金的含量到最大值為60 wt.% Ren，沿著梯度的成分過渡造成顯微組織變硬而更加復(fù)雜的組織，形成Ti2Ni和TiNi 金屬間化合物，Shah等人在Ti-6Al-4 V上沉積Incon，使用了連續(xù)激光和脈沖激光進(jìn)行了研究。

　　他們研究了不同的粉末流速對(duì)裂紋敏感性的影響，結(jié)果顯示減少粉末流量可以導(dǎo)致顯微組織中的裂紋減少，他們利用有限元分析將這一現(xiàn)象進(jìn)行了結(jié)合來減少在在低，然而，存在的脆性相Ti2Ni 和 TiNi3 金屬間化合，是裂紋產(chǎn)生的另外一個(gè)原因，幾乎在所有的狀態(tài)下均觀察到了。

　　為了防止裂紋的產(chǎn)生，Pulugurtha成功的發(fā)展了一個(gè)跳躍到100%，在某些參數(shù)下進(jìn)行，如激光功率，掃描速度和粉末輸送速率，其他的辦法也給予了嘗試，包括直接在Ti-6Al-4 V上直接沉積 Inco，成分梯度變化。

　　并且NiCr作為中間過渡連接層，然而，這些嘗試均失敗了，是因?yàn)榇嬖诜謱?，裂紋和由于熱物理性能和Ti-Ni系統(tǒng)的冶金的原因形，這包括一個(gè)復(fù)雜的系統(tǒng)所形成的金屬間化合物相。

　　這些化合物相是在冷卻的過程中形成的，▲圖５，25 TA6V – 75 Mo / 30 Inco，a) FSD，b) 密度對(duì)比，c) 相的對(duì)比，(藍(lán)色:立方。

　　黃色: 密排六方，棕色: 有序的密排六方)，由于鈦和鎳在焊接過程中的不兼容性，AM-FGM在連接鈦合金和鎳基合金的場(chǎng)合得到了非常，一個(gè)非常潛在的應(yīng)用在于定制梯度的成分梯度實(shí)現(xiàn)從Ti。

　　從而滿足航空航天的發(fā)射器件中的熱保護(hù)系統(tǒng)以減少應(yīng)力，這是因?yàn)樵陲w行的過程中的熱梯度造成的，此時(shí)的Inconel合金連接在熱保護(hù)系統(tǒng)中來發(fā)射飛，圖1所示為連接的一個(gè)熱服務(wù)的器件來制作成整體加勁罐，另外一個(gè)潛在的應(yīng)用是制造可靠的連接來連接油和氣工業(yè)，最近，Thiriet等人報(bào)道了從100 wt.% Ti-，% Mo 和向30 wt.% Inconel 71。

　　他們選擇一個(gè)中間過渡層是獲得成功的過渡轉(zhuǎn)變并實(shí)現(xiàn)冶，在他們的梯度材料的過渡中，Ti-6Al-4 V/Ti-6Al-4V + Mo，具有連續(xù)性的顯微組織和擴(kuò)散，而 Ti-6Al-4V + Mo/Inconel ，如圖3所示，這一突變揭示了至少存在三個(gè)不同的結(jié)構(gòu)。

　　包含不同的亞結(jié)構(gòu)，如密排六方，體心和有序的密排六方相，這一明顯的結(jié)構(gòu)歸因于冷卻速率在不同位置的區(qū)別，從而造成在界面處的性能的不同，如不同的熱導(dǎo)率。

　　然而，作者并沒有給出一個(gè)可靠的辦法來解決所面臨的挑戰(zhàn)，我們認(rèn)為，物理為基礎(chǔ)的模擬可以更好的控制和預(yù)測(cè)這些梯度材料的，包括預(yù)測(cè)不同成分時(shí)不同位置的冷卻速率，自鈦合金向鎳基合金的過渡。

　　文章來源：Opportunities and ch，Journal of Materials Proc，Volume 294，August 2021，117117。

　　https://doi.org/10.1016/j，參考文獻(xiàn):Multiscale study of ，Additive Manufacturing，Volume 27，May 2019，Pages 118-130，https://doi.org/10.1016/j，自奧氏體到鐵素體的梯度材料。

　　圖５ａ顯示的是立方結(jié)構(gòu)的一些位錯(cuò)（紫色的線，白色的箭頭），大約是制造樣品時(shí)的內(nèi)部應(yīng)力或隨后的冷卻造成的內(nèi)應(yīng)力，異種材料中的奧氏體-鐵素體的焊接接頭，主要應(yīng)用在核電中的熱交換器和電廠中的火力發(fā)電。

　　經(jīng)受著預(yù)先失效，其原因在于鐵素體中的碳元素由于碳的化學(xué)勢(shì)的突然變化，盡管鐵素體和奧氏體中在碳含量上只存在很小的差別，其Cr含量卻顯著不同，造成潛在的化學(xué)勢(shì)的梯度。

　　化學(xué)勢(shì)是碳通過界面發(fā)生遷移的主要原因，結(jié)果，碳擴(kuò)散到奧氏體的一側(cè)并留下鐵素體一側(cè)中較軟的貧碳區(qū)，結(jié)果造成了接頭的預(yù)先失效，▲圖2。

　　(a) 自Ti-6Al-4 V合金上直接沉積Inc，(b)采用NiCr作為中間過渡層時(shí)進(jìn)行Incone，(c) 采用中間過渡層VC進(jìn)行Inconel 71，(d) 成功制備的梯度材料的橫截面的拋光，(e) 對(duì)成功制備的梯度材料的照片。