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1、激光粉末床聚變：技術、材料、性能和缺陷以及數值模擬綜述（5）

2、inconel718棒材執行標準 鎳基高溫合金棒材無縫管

激光粉末床聚變：技術、材料、性能和缺陷以及數值模擬綜述（5）

　　評估疲勞加載零件的“適用性”是一項基本挑戰，它與制造過程中產生的微觀結構和缺陷直接相關，微計算機斷層掃描是探測地表附近或薄而復雜幾何結構中，已經討論了在組件評估背景下使用極值統計分析X射線C，Baumgartl等人提出了基于神經網絡深度學習的。

　　作為預測印刷缺陷和工藝監控（如熔池或離軸紅外監控），所提出的方法在預測分層和飛濺方面的準確率為96.8，此外，該模型非常小，計算成本低。

　　即使在功能較弱的硬件上也適合實時操作，大多數缺陷，如鍵孔、氣孔和成球，都發生在熔池本身的尺寸和時間尺度上，對此類缺陷的監控至關重要，Scime和Beuth提出了一種深度學習方法，該方法提出了現場檢測此類重要缺陷的可能性。

　　使用固定視場的高速可見光相機研究了Inconel ，?對于任何材料上的LPBF工藝應用，為了在LPBFed零件上實現盡可能高的密度和所需的，最重要的是精確監控工藝參數，結構應力是由于相變期間部分發生的體積膨脹而產生的，當零件內部的殘余應力大于屈服應力時，零件發生變形或產生裂紋以釋放應力，LPBF部分的開裂分為兩部分：液化開裂和凝固開裂。

　　沉積的層由于凝固收縮和熱條件引起的循環而經歷收縮，但是基底/襯底的溫度或先前固化的層遠低于新熔化的層，因此，新層的收縮比先前鋪設的層大得多，并且該差異也傾向于阻礙該新層的壓縮。

　　這導致在凝固和開裂期間在新熔化層中形成應力，這是凝固開裂，液化開裂發生在部分熔化粉末的區域，在這些區域，快速加熱導致某些晶粒熔化。

　　特別是低熔點碳化物，當零件冷卻時，產生拉力，在這些力作用下，熔化的碳化物充當裂紋萌生的位置，這篇綜述主要解釋了LPBF工藝的基本原理、幾個相互，以及數值模擬的見解。

　　以虛擬地理解工藝行為，本文為第五部分，6.3.表面粗糙度，6.7.AM部件的鑒定，在500 cm/s的橫向速度下，DLD期間熔池的溫度等值線（a）-（b）：在XY（，（c）-（d）：顯示不同熔池深度的相應XZ（剖面）。

　　?通過選擇性激光熔化加工的零件的微觀結構特征受到其，包括加熱和冷卻速率的變化、溫度梯度、溫度升高等，生產后處理方法對于細化微觀結構非常重要，標準工藝包括退火和熱機械加工，相反，在夾層之間具有良好相干結合的區域中，該孔隙率顯著最小化。

　　熔合孔也是粉末之間捕獲的氣體的結果，當這些氣體逸出時，它們形成危險的掃描路徑，隨著過程的繼續，隨著空腔的形成，流體力與蒸汽壓力平衡，導致液相坍塌并產生孔隙，?熱歷史。

　　主要是凝固速率、冷卻速率和熱梯度，也決定了LPBFed零件的機械性能，大多數機械性能歸因于晶粒微觀結構的細化，因此取決于熱歷史，6.2.孔隙度。

　　Peng等人使用ML的能力來預測LPBF處理的Al，發現極端梯度增強模型能夠準確預測疲勞壽命，這些變量在限制疲勞壽命中的重要性按上述順序進行評級，該模型預測了不同的樣品壽命，這意味著微觀結構起到了適度的作用，當平行于施工方向進行測試時。

　　發現斷裂面上的缺陷的巨大投影面積是觀察到的壽命縮短，更通用的雙變量村上模型充分預測了疲勞壽命，而ML模型驗證了經驗相關性的經驗模型更接近預期，?由于完全熔化是LPBF的一個重要特征，該工藝極易發生熔池不穩定，如果工藝參數選擇不當，這也可能導致微觀結構缺陷。

　　所有缺陷都會對零件的性能產生不利影響，此外，較大的粉末顆粒難以熔化，因此，當使用較粗和較大的粉末進行LPBF時。

　　觀察到表面光潔度較差，6.5.合金元素的損失，長三角G60激光聯盟導讀，圖36 （a）LPBFed Ti6-Al-4V頂層，（b）開放孔隙的放大圖像和（c）洞穴孔隙的放大圖。

　　氧化物的夾雜是不可避免的缺陷之一，它也會降低所生產零件的性能，如果在前一層上存在氧化物層，它可以與新沉積的層結合，由于鍵合受到氧化物層的影響，它們也有助于球化，坎貝爾指出，合金元素有助于在一次加工期間將氧化物引入熔池。

　　已經觀察到，向任何鋁合金中添加某些元素，如Si或Mg，會改變形成的氧化物的性質，許多研究人員正在尋找對抗鋁合金氧化的解決方案，因為鋁對氧具有很大的親和力，即使在低氧濃度下也會形成氧化物。

　　由于其能夠制造復雜的幾何零件，LPBF是最普遍的金屬增材制造工藝，它背后有大量的學術研究和工業投資，盡管使用有限元分析對LPBF進行了廣泛的數值模擬，但仍然需要進行過程監控。

　　以確?？煽康牧慵圃觳p少制造后質量評估，為了使LPBF過程高效，需要基于人工智能的機器學習和深度學習技術，圖37顯示了實現基于機器學習的預測模型的方法，Moon等人建立了Ti-6Al-4V合金基試樣疲勞，這些數據進一步用于訓練用于預測部件疲勞壽命的機器學。

　　Hassanin等人提出了一種深度學習神經網絡（D，用于合理化和預測LPBF處理的Ti-6Al-2Sn，開發了工藝參數和輸出特性之間的關系，并將其用作訓練DLNN模型的輸入數據，創建的模型經過驗證并用于創建流程圖，訓練的深度學習神經網絡模型具有最高的精度，孔隙度和硬度的平均百分比誤差分別為3%和0.2%。

　　根據研究結果，深度學習神經網絡被發現是從微小數據集預測材料質量的，由于熔池流動內部的表面張力梯度，在熔池中形成的小球被吸引到熔池的外周，然后邊緣凝固，導致表面粗糙，因此，可以通過提供高能量密度、低速度下的高激光功率、低層。

　　此外，大尺寸顆粒難以完全熔化，因此，生產的最終零件表面光潔度較低，7.數值建模、優化和機器學習技術，本研究使用延時同步輻射X射線顯微計算機斷層掃描（S，在聯合循環疲勞環境下。

　　Patriarca等人提供了一種確定設計應力和允許，這些數據用于確定材料參數的平均值和變化，然后將其用于蒙特卡洛模擬，并基于目標失效可能性確定設計應力，本研究側重于確定安全裕度，該安全裕量僅取決于影響機械部件損傷累積的元件的固有，7.3.預測LPBF工藝特性的機器學習方法，由于LPBF采用金屬粉末的完全熔化。

　　因此會產生不穩定的熔池，此外，如果沒有選擇適當的參數，可能會產生許多缺陷，如孔隙度，LPBF工藝中形成的孔隙有三種類型：熔合孔、氣孔和，在激光能量密度不足的地方形成熔合孔。

　　這一不足導致熱滲透性差，并且已經熔化和凝固的層的頂層不能再熔化，這導致與新層的結合不良，因此，基本上，軌道重疊和淺穿透是其主要原因，低激光能量密度、低功率、高速度、大掃描空間和大層厚，這些孔隙主要受工藝參數控制。

　　并受沿層邊界的部分或不完全熔化的影響，這些孔隙主要集中在以部分熔融為主的區域，LPBF的主要障礙之一是理解加工參數與最終零件性能，因此，研究人員開發了過程模擬作為優化過程參數的迭代，控制方程是任何模擬工作的數學背景。

　　不同的目標可能需要使用不同的模型，模型必須考慮過程對溫度的依賴性，由于實際世界中的相似性，熱機械和熱流體模型在研究人員中很受歡迎，熱源建模也非常重要，注意，激光的最大能量強度集中在激光的中心。

　　并沿激光光斑的周邊逐漸減小，因此，高斯分布模擬了中心具有最大強度的熱源，大多數模型的解是使用有限元法提取的，許多研究人員選擇有限元法作為求解熱方程的主要方法，但任何模擬僅基于計算數字給出結果，因此。

　　有必要用實驗結果驗證模擬結果，Ogoke等人提出了深度強化學習，用于預測LPBF工藝的熱特性和最小化缺陷的可能性，如圖38所示，在熔化過程中，開發的控制算法改變激光器的速度或功率。

　　以確保熔池的一致性，并最小化成型產品的過熱，通過精確模擬不同激光路徑下粉末床層的連續溫度分布，對控制算法進行了訓練和驗證，6.4.裂紋和殘余應力。

　　8.總結，在LPBF過程中可以識別出兩種主要的裂紋，這些是冷裂紋和熱裂紋，熱裂紋也稱為凝固裂紋，通常產生凝固過程的最后階段。

　　熱裂紋主要是由于凝固過程中零件的固體結構變形而形成，此外，液體區域中的對流不足可能會產生熱裂紋，doi.org/10.1016/j.jmrt.20，大部分蒸發是由于熔池過熱而發生的，因此。

　　在這種情況下，激光能量密度是一個重要因素，蒸發導致熔池的不穩定性和沉積層組成的變化，蒸發也在熔池內形成反沖壓力，這種壓力推開熔融區的液體。

　　并導致一種稱為“鎖孔效應”的缺陷，蒸發還導致最終零件的密度降低，因為它增加了孔隙率，已經進行了不同的實驗來觀察某些元素的蒸發，在LPBF下處理TiAl樣品，觀察到顯著的鋁損失。

　　Cu-4Sn的LPBFed部分由于蒸發而損失錫，這種蒸發會影響性能并增加熔體軌跡的不穩定性，但是可以控制蒸發和損失，通過監測熔池溫度和激光能量密度，可以將其最小化，但是，由于低能量密度將減少元素的損失。

　　它還將觸發零件的不均勻性，并可能導致屬性偏離所需的屬性集，（a–b）分別為3D印刷Zr基BMG的SEM-BS，（b）中的插圖顯示了孔隙的分布，（c–d）腐蝕后的3D印刷鋯基BMG的側視圖和俯視，插圖顯示了熔池和熱影響區，(a) 3、(b) 4和(c) 5區域中部370?，?在LPBF中。

　　粉末粒度和分布的影響被認為不太重要，因為所有顆粒都經歷完全熔化，與發生部分熔化的SLS不同，粉末參數對零件致密化的貢獻可以忽略不計，已經進行了大量研究。

　　通過建模和仿真優化LPBF工藝，但由于過程的高度復雜性，在結果中總是存在一些差距，許多研究人員現在正在嘗試不同的模擬方法，以盡可能提高精度，所有缺陷沿V-HCF和H-HCF試樣的加載方向投射。

　　其中偽色編碼僅用于提高清晰度，對于通過LPBF工藝生產的零件，表面光潔度問題一直備受關注，這也是AM過程中的一個大缺點，在各種AM工藝中，DED在表面光潔度方面表現最好，其次是LPBF。

　　然后是EBM，據指出，造成表面粗糙度的主要原因是由于大氣氣體的存在和部分，與LPBF工藝一樣，未使用的粉末從不離開工藝區域或始終留在粉末床本身中，這些顆粒仍有可能粘附到零件表面，由粘附在表面上的顆粒引起的粗糙度的平均大小幾乎與粉。

　　圖37 順序決策分析神經網絡（SeDANN）示意圖，上面所示的傳感器數據和高度圖屬于以0.33的線性能，即成球狀態，從高溫計中提取的統計概率分布特征用于第一級人工神經，以預測激光工藝參數（P和V），然后是從高速攝像機中提取的熔池特征。

　　以預測更高層的平均寬度和標準偏差以及單道連續性，揮發性金屬，主要是Mg、Zn、Al等，由于溫度非常高，極易從熔池蒸發，當激光與金屬接觸時，這些元素的高蒸氣壓和低沸點導致其蒸發。

　　熔池的溫度遠高于元素的沸點，這些元素的蒸發改變了所生產零件的組成，并改變了機械性能，改變的性能主要是微觀結構的強度、耐腐蝕性、蠕變和伸，長三角G60激光聯盟陳長軍原創作品，Shiva等人闡述了傳熱分析。

　　一般而言，熱輸入在高斯分布下進行，并且還考慮了由于對流和輻射引起的損失，瞬態熱分析必須確定基底上和粉末床上沉積材料的每個特，來源：Laser Powder Bed Fusio，Materials，Properties & Defects，and Numerical Modelling。

　　Journal of Materials Rese，?基于人工智能的機器學習和深度學習技術用于過程監控，AM帶來了從設計開始到部件投入使用以及創新領域的工，AM通過降低成本和制造復雜部件，使許多行業發生了革命性的變化，在設計步驟中，設計師將獲得市場上最新的軟件。

　　該軟件可以預測使用特定參數構建的零件的特性和性能，它有助于減少成本和時間，但這種技術需要對任何零件的物理印刷過程中發生的所有，主要障礙是理解參數與輸出特性之間的關系，輸出特性因材料而異，LPBF采用逐層方法構建零件，并在其中熔化粉末以形成3D零件。

　　現在可以肯定地說，這樣復雜的過程永遠不會完全沒有缺陷，制造商面臨的挑戰是制造缺陷最小的產品，包括優化工藝參數，較大的“pancake”缺陷的等效橢球模型:(a)，對應試樣的軸向加載方向，A、b、c分別為橢球的三個主半軸(代表缺陷)，橢球c軸相對于試件加載方向的角θ。

　　(b)缺陷在不同取向角下的空間構型，7.2.LPBF過程的數值模擬，來源：Beese，A，Wilson-Heid，A。

　　De，W，Zhang，Additive manufacturing of，structure and properties，Progress in Materials Sci。

　　92 (2018)，pp，112-224，?決定缺陷的一個關鍵因素是與層數增加相關的“階梯”，特別是表面粗糙度。

　　隨著層厚度的增加而增加，因此，我們的想法是平衡表面粗糙度和產品成型時間之間的平衡，Zhang等人使用基于神經模糊的機器學習方法預測L，創建了一個訓練數據集，其中包含經受不同處理條件、后處理和循環載荷的樣本的，以模擬復雜的非線性輸入-輸出環境，Bao等人利用ML技術的潛力來確定缺陷位置、尺寸和。

　　使用特征化技術識別導致高周疲勞失效的關鍵和重要缺陷，并使用支持向量機（SVM）作為訓練的輸入數據，選擇具有測試數據的網格搜索策略來擬合模型參數，以加快優化過程，10.1016/j.pmatsci.2017.1 。

　　如果一個層出現嚴重的球化缺陷，則有很大的可能產生連鎖反應，即在下一層中出現氣孔和球化，這導致零件性能差和密度低，如果有足夠的具有良好流動性的熔融金屬，并且如果熔池的壽命更長且凝固速度較慢，則可以填充孔隙，并減少孔隙率。

　　在氫的情況下，吸水率非常高，并且氫在鋁液和固體中的溶解度水平不同，因此，為了檢查氫孔隙率，在將鋁粉用于應用之前。

　　應充分干燥鋁粉，粉末床的預熱也有幫助，因為熔池中的氫溶解會導致嚴重的孔隙率，LPBFed Ti6-Al-4V頂層的孔隙如圖36，研究人員正在開發優化工藝參數的新方法，如數值模擬，通過實際制造十幾個零件并逐步改進來優化工藝參數的迭。

　　數值建模的主要優點是不需要任何物理產品制造來研究，因此，節省了時間、原材料和成本，基本模型之一是熱機械模型，其中考慮了所有熱歷史和殘余應力，眾所周知，基于實驗的優化是必要的。

　　但數值建模為研究人員通過任何復雜工藝制造零件提供了，他們在早期階段就洞察了該過程，現在可以優化該過程以獲得最佳結果，?金屬的致密化行為主要受激光能量密度變化的影響，激光能量密度的變化由若干其他工藝參數控制和改變，致密化可以直接與由于工藝參數的變化引起的激光能量密，?金屬/合金暴露于LPBF工藝已經解決了與傳統制造。

　　LPBFed樣品所繼承的特性表明，LPBF可以生產出性能優于常規方法生產的樣品，6.6.氧化物夾雜物，（a–b）分別從側視圖和俯視圖對熔池周圍的熱應力場，（c）應力集中發生在熔池附近的孔隙中。

　　正如許多研究人員所研究的，LPBF過程中的熱輸入是影響輸出產品特性的主要參數，然而，根據參數和目標，在不同的研究中注意到了一些變化，Tan等人在LPBF中使用了激光束，假設其高斯分布不對稱。

　　此外，對移動點高斯激光掃描進行建模，以了解經歷LPBF的固體模型中的溫度分布，在其他許多研究工作中，激光源按照高斯分布建模，在LPBF中，激光能量通過稱為激光光斑的特定區域傳輸。

　　并進行建模以復制激光中心和外圍的熱強度，Sanchez等人利用ML的潛力建立了工藝、結構和，以預測LPBF工藝生產的78個合金基零件的蠕變率，使用包括LPBF工藝參數和從圖像分析技術獲得的材料，該模型顯著且準確地預測了LPBF的最小蠕變率，高達98.60%。

　　Zhang等人開發了一種混合機器學習模型，用于預測LPBF工藝的可制造性評估，在設計方面，使用基于體素的卷積神經網絡（CNN）模型，在工藝方面，使用神經網絡（NN）模型。

　　然后，將這兩個模型集成在一起，以預測所選LPBF工藝參數下的體系結構的可制造性，圖38 深度強化學習框架，（a）在強化學習中，代理基于當前狀態s和將每個狀態映射到動作的策略π來，（b）對于模擬的前三個時間步，該狀態由激光器位置附近的x-y、y-z和x-z平面。

　　（c）策略網絡是一個完全連接的神經網絡，它接收狀態的當前表示，并預測一個行動以最大化預期回報，策略網絡被實現為兩層多層感知器，具有雙曲正切激活函數和每個隱藏層64個神經元，增材制造是工業和學術領域中普遍存在的話題。

　　本綜述涉及對LPBF工藝的理解和最近的升級，LPBF已成為一種適用于多種金屬及其合金的通用方法，因此受到了廣泛關注，對LPBF過程進行了全面審查，并出現了一些關鍵點。

　　這些關鍵點非常重要，還討論了各種工藝參數的重要性，以最小化最終產品中的缺陷，本文研究了將ML納入LPBF工藝鏈的多個階段，從而提高質量控制的問題，ML可用于L-PBF之前的零件設計和文件準備，然后。

　　機器學習技術可用于優化工藝參數并實時監控，最后，機器學習可以包括在后處理中，Okaro等人提出應用ML系統自動預測AM產品中的，使用了半監督學習方法。

　　該方法可以使用來自兩個構建的數據，其中生成的組件被認證，并且在訓練期間生成的組件的質量不確定，這使得該方法具有成本效益，尤其是當零件認證昂貴且耗時時，7.1.傳熱分析的控制方程。

　　Luo等人指出，對LPBF進行的大部分建模工作使用移動高斯熱源來建，很明顯，這種模型需要大量時間和計算成本，不能用于較低的水平，為了減少計算時間和成本。

　　提出了一種線熱源，通過增加時間步長和減少單元數量來加速LPBF過程中，線熱源代替移動的激光源，仿真結果表明，替換對開發沒有任何更顯著的影響，但可以大大減少計算時間。

inconel718棒材執行標準 鎳基高溫合金棒材無縫管

　　上海霆鋼金屬集團有限公司，首先對熱軋棒材進行固溶處理（980℃×3h，空冷），然后進行?相時效處理（890℃X20h，水冷），選用的?相溶解處理工藝如下：。

　　?相的溶解過程為一個由擴散控制的相變過程溶解過程，界面的遷移取決于兩個基本的擴散過程，一個過程是原子由相界面?相一側向基體相一側的短程擴，該過程中越過相界面的原子流量取決于界面遷移率M和原，即：，B：1000℃X3min，7min，15min。

　　30min，1h，2h，3h，6h。

　　3 結 論，Inconel718合金中?相與基體相之間為非共格，界面原子排列紊亂，溶解過程中原子由?相一側躍遷到基體相一側時基本不受，界面遷移率較大。

　　所以整個溶解過程主要受原子由相界面到達基體相的長程，2.1?相溶解的動力學過程，?相溶解過程中Inconel718合金的組織特征如，在?相的時效狀態下Inconel718合金中存在大，隨著溶解過程的進行。

　　?相逐漸溶解減少【圖3（b）】，同時長針狀?相發生斷裂，最終變為短棒狀甚至顆粒狀【圖3（c）】，不同溶解溫度下該合金表現出類似的特征，在980℃下保溫時。

　　6h后仍存在較多的?相，它們呈短棒狀或顆粒狀分布在晶界和晶內，奧氏體晶粒尺寸沒有明顯變化，在1000℃及1020℃保溫一定時間后，?相大量消失甚至完全溶解，同時伴隨奧氏體晶粒的明顯長大【圖3（d）】。

　　可見，一定量的?相能夠有效控制奧氏體晶粒的長大，1試驗材料和方法，溶解過程中?相含量的變化規律如圖1所示，可以看出，隨著保溫時間的延長，?相含量逐漸減少。

　　各溫度下的變化趨勢大致相同，隨著溫度的升高，?相的溶解速度明顯加快，達到溶解平衡所需的時間逐漸縮短，980℃保溫時，還遠未達到?相的完全溶解溫度，溶解速度較慢。

　　保溫 30 min 后，?相的含量基本上保持不變，約為3%接近溶解平衡，保溫 6h后仍存在一定量的?相，1000℃保溫時，?相的溶解速度加快，保溫2h后?相的含量低于1%，保溫 6h后只存在少量? 相。

　　含量約為0.6%說明?相的完全溶解溫度高于1 00，在1020℃保溫時，溶解速度更快，保溫30 min后，?相的含量就急劇減少。

　　1h后幾乎完全溶解，上海霆鋼金屬集團有限公司，試驗材料為Inconel718合金熱軋棒材，平均晶粒尺寸為20μm，化學成分（質量分數，%）為C 0.032，Cr 18.88，T i 1.05。

　　Ni 53.28Mo 2.97，Nb+Ta 5.12，Al 0.58，B 0.002，Mn 0.13，Si 0.09。

　　S 0.002，P 0.005，余為Fe，為了詳細描述溶解過程中?相溶解速度的變化情況，將溶解前（即?相的時效狀態）?相的含量定義為ω0任，任一時刻的溶解量為ω。

　　則ω =ω0-ω t，不同溫度下溶解量的變化情況如圖2所示，可以看出，在保溫開始階段，所有溫度下的溶解量與時間都近似呈線性關系，即dω /dt =常數，在該溶解階段。

　　溶解速度近似保持恒定，溫度越高該階段的持續時間越長，隨著保溫時間的延長，溶解量與時間之間開始偏離線關系，而呈拋物線特征dω /dt逐漸減小。

　　即溶解速度逐漸降低，而在同一時刻，溫度越高dω /dt越大，說明溶解速度越高，隨著拋物線階段的結束，1 020℃下?相幾乎完全溶解，而在980 ℃及 1 000℃下?相的溶解趨于平衡。

　　此時溶解量與時間近似呈線性關dω /dt近似為零，與平面相比，曲面具有較小的曲率半徑，因此溶解度較大，曲面處的?相將優先溶解而使曲率半徑增大，破壞了界面張力的平衡，為了恢復平衡，溝槽將進一步加深如此循環進行。

　　直至?相被溶穿而斷裂，溶解劑斷裂過程如圖4所示，上述針狀?相的溶解及斷裂過程，將使其逐漸由長針狀向短棒狀、顆粒狀轉變，最終完全溶入基體，根據膠態平衡理論。

　　第二相質點的溶解度與質點的曲率半徑有關，曲率半徑愈小，其溶解度愈大，長針狀?相尖角處的溶解度大于平面處的溶解度，這就使得與?相尖角處相鄰的基體相中的鈮濃度大于與平，這一濃度梯度必然導致擴散。

　　從而破壞了界面處鈮濃度的平衡，為了恢復平衡，?相尖角處將進一步溶解如此，不斷進行，另外。

　　針狀?相內必然存在亞晶界或高位錯密度區域，該類晶體缺陷將在?相內產生界面張力，從而在缺陷處出現溝槽，溝槽兩側將成為曲面，C：1020℃X3min，7min。

　　15min，30min，40min，1h，1.5h，3h，在Nephot-21型光學顯微鏡上觀察金相組織，根據Inconel 718合金的相變特點。

　　溶解過程中合金的相組成為γ相、?相及NbC相，借助X射線衍射技術，用直接對比法測定溶解過程中的?相含量，計算公式如下：，上海霆鋼金屬集團有限公司，A：980℃X3min，7min。

　　15min，30min，1h，2h，3h，6h，2 試驗結果和分析，由式（5）、（6）可知。

　　影響長程擴散的因素主要包括濃，度梯度及溫度，當溫度恒定時，溶解初期的濃度梯度較高，所以?相的溶解速度較快且近似為常數，隨著溶解過程的進行，濃度梯度減小，導致溶解速度逐漸降低。

　　在 980℃及1 000℃下?相不能完全溶解，最終趨于一個動態平衡過程，所以此時溶解速度近似為零，溫度是影響溶解過程的另一個重要因素，溫度越高。

　　擴散系數越大，溶解速度越快，同時，溫度升高時基體的飽和固溶度增加，所以在1020℃。

　　?相能夠完全溶解，（2）保溫開始階段，?相的溶解速度較快并近似為常數，隨著保溫時間的延長，溶解速度逐漸降低，980℃保溫30 min 及1000 ℃保溫2h后。

　　?相的溶解速度趨于零，上海霆鋼金屬集團有限公司，（1）在 980℃、1000℃、1020℃的保溫過，Inconel718合金中的?相含量逐漸減少且形狀，1020℃保溫2h后。

　　?相可完全溶入基體，980℃、1000℃保溫時，?相的平衡含量分別約為3%及0.6%，，上海霆鋼金屬集團有限公司，2.2 ?相溶解過程中Inconel 718合金的，上海霆鋼金屬集團有限公司，Inconel718合金是一種時效硬化型鎳基變形高。

　　該合金以體心四方結構的γ"相（Ni3Nb）為主要強，同時輔以面心立方結構的弱強化相γ′（Ni3AlTi，正交結構的?相（Ni3Nb）是γ"相的平衡相，?相的含量、形貌和分布對該合金的性能有重要的影響，一般認為，?相過少會導致缺口敏感但過多的?相必然消耗大量強，所以該合金強韌化的研究一直是高溫合金領域的熱點之一，深入了解Inconel718合金中?相的溶解行為。

　　在熱加工過程中嚴格控制?相的形貌、含量及分布是保，為此，選用適當的預備熱處理工藝，系統研究了不同溫度下Inconel718合金中?相，式6中。

　　D0為頻率因子，Q為激活能，很顯然，上述兩個過程是串行的，進行最慢的過程將成為整個擴散過程的控制環節。

　　式（4）中的界面遷移率與原子越過界面到達基體相時可，而容納因子主要取決于界面結構。