Imprimabilité et microstructure de l'énergie dirigée déposée SS316l

Rapports scientifiques volume 12, Numéro d'article : 16600 (2022) Citer cet article

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Dans le présent article, les aspects interdépendants de la fabrication additive-microstructure-propriété dans le dépôt d'énergie dirigée du multi-matériau SS316L-IN718 ont été étudiés par modélisation numérique et évaluation expérimentale. Le concept d'imprimabilité et les principes de solidification ont été utilisés à cette fin. L'analyse d'imprimabilité a montré que la section SS316L est plus sensible au changement de composition et au manque de fusion, respectivement en raison de la pression de vapeur d'équilibre élevée du manganèse et de la perte de chaleur plus efficace dans les couches initiales. Cependant, la section IN718 est plus sujette à la distorsion en raison de la formation d'un plus grand bain de fusion, avec une contrainte thermique maximale de 3,95 × 10−3 dans la dernière couche. Au fur et à mesure que le processus se poursuit, en raison de l'accumulation de chaleur et de l'extension du bain de fusion, la vitesse de refroidissement diminue et le niveau de sous-refroidissement augmente, ce qui entraîne respectivement une microstructure plus grossière et une plus grande instabilité du front de solidification dans la direction de construction, comme également observé dans les résultats expérimentaux. . La différence est que la microstructure dendritique de la section IN718, due à la réaction eutectique L → γ + Laves, se forme à plus petite échelle par rapport à la microstructure cellulaire de la section SS316L. De plus, la diminution de la vitesse de refroidissement a entraîné une augmentation presque linéaire de la fraction de phase secondaire dans chaque section (ferrite delta dans SS316L et Laves dans IN718). Cependant, le calcul et la mesure de la dureté ont montré la même chose, même si avec la transition de SS316L à IN718, la dureté est considérablement augmentée en raison de la limite d'élasticité plus élevée de la matrice et de la présence de la phase intermétallique de Laves (~ 260 HV0.3), la dureté dans chaque section diminue légèrement en raison du grossissement de la microstructure de la couche initiale à la finale.

De nos jours, de nombreuses structures d'ingénierie sont constituées de plusieurs matériaux. En effet, la satisfaction de diverses exigences de service et de performance peut difficilement être satisfaite par un seul matériau. Par conséquent, il est souvent nécessaire d'utiliser des matériaux différents ensemble. Ceci a conduit à la généralisation du concept de « structures multi-matériaux » dans les sciences de l'ingénieur. Ainsi, le rôle des structures multi-matériaux a été prouvé et de nombreuses études ont été réalisées à leur sujet dans le passé. Néanmoins, l'évolution de la technologie moderne de fabrication additive (FA), avec des avantages distincts tels que la capacité de produire des pièces complexes intégrées en une seule étape, la rentabilité de la production à petite échelle et la personnalisation de haut niveau, a éliminé de nombreux des limites des méthodes de fabrication conventionnelles et a ouvert de nouvelles dimensions au développement et à la recherche de multi-matériaux1,2. Dans le sous-ensemble des procédés de fabrication additive métallique en tant que secteur de FA à la croissance la plus rapide aujourd'hui3, le dépôt d'énergie dirigée (DED) et la fusion sur lit de poudre (PBF) sont tous deux intéressants dans la fabrication de multi-matériaux. Cependant, le DED est devenu plus populaire en raison de sa plus grande flexibilité dans la modification de la composition chimique pendant le traitement4. Selon les études menées jusqu'à présent, les multi-matériaux métalliques traités par DED peuvent être classés en fonction du type d'alliage (principalement des alliages Ti, Fe et Ni) et de la stratégie de construction (matériaux bimétalliques, à gradient fonctionnel et hybrides)5.

Les multi-matériaux aciers inoxydables/superalliages base nickel sont parmi les combinaisons les plus utilisées dans les industries énergétiques critiques en raison de leur équilibre coût-performance adapté aux exigences de service6. Par conséquent, compte tenu de cet enjeu et des caractéristiques inhérentes à la FA, dont certaines ont été évoquées plus haut, diverses recherches ont été menées sur la fabrication additive de ce type de multi-matériaux ces dernières années. Lin et al.7,8 ont étudié l'évolution de la microstructure et la formation de phase dans le formage rapide au laser (LRF) du matériau gradué SS316L/Rene88DT. Shah et al.9 ont étudié l'effet des paramètres de dépôt direct de métal par laser (LDMD) sur le développement de la structure graduée SS316L/IN718. Savitha et al.10 dans une étude sur la fabrication additive de matériaux doubles SS316/IN625 ont observé que la limite d'élasticité est toujours comparable au composant le plus faible (SS316), tandis que Zhang et al.11 dans une étude similaire ont obtenu la limite d'élasticité et la résistance à la traction d'échantillons de gradient proches de IN625 et SS316L, respectivement. Carroll et al.12, en déterminant la cause de la fissuration dans une structure graduée fabriquée à partir de SS304L et IN625 par DED, ont démontré le rôle des monocarbures métalliques sous forme de (Mo, Nb)C en utilisant la modélisation thermodynamique par CALculation of PHAse Diagrams (CALPHAD) méthode. Su et al.13 ont étudié l'effet de diverses compositions de gradient dans la fabrication additive laser du matériau à gradient fonctionnel SS316L/IN718. Ils ont rapporté que la meilleure combinaison de propriétés mécaniques (résistance à la traction de 527,05 MPa et allongement de 26,21 %) était obtenue avec un pas de changement de composition de 10 %. Dans une autre étude, Kim et al.14 ont observé que la formation de défauts (pores et fissures) se produit dans certaines gammes de composition chimique de la structure SS316L/IN718 affectée par les oxydes céramiques et leur propagation ultérieure en direction des composés intermétalliques et carbures. De plus, les contraintes thermiques et résiduelles concentrées aux joints de grains ont accentué la formation de ces défauts.

Un aperçu des études précédentes suggère que la plupart des efforts ont été concentrés sur l'étude expérimentale d'un aspect du traitement, de la structure et des propriétés (paradigme des matériaux) des multi-matériaux acier inoxydable/superalliages à base de nickel. Cependant, compte tenu de l'importance de tous les aspects interdépendants du paradigme des matériaux, une compréhension globale et la possibilité de les prédire dans la fabrication additive de multi-matériaux peuvent conduire à un meilleur cadre pour les contrôler. De plus, l'approche numérique peut fournir un chemin plus fluide pour y parvenir en réduisant le temps et le coût consacrés à diverses expériences. Par conséquent, dans la présente étude, le concept d'imprimabilité a été utilisé par le biais de la modélisation par éléments finis pour étudier les défis de traitement du multi-matériau 316 en acier inoxydable à faible teneur en carbone (SS316L)-Inconel 718 (IN718) par DED. De plus, les principes de solidification ont été appliqués par les résultats de la modélisation pour évaluer les caractéristiques de la microstructure et estimer les propriétés du multi-matériau. Par ailleurs, des études expérimentales ont été utilisées pour mieux étayer et analyser les résultats numériques.

Dans l'étude numérique, la modélisation du transfert de chaleur au cours du processus de fabrication de la structure multi-matériaux, composée de 7 couches d'alliage SS316L et de 7 couches d'alliage IN718, a été réalisée par la méthode des éléments finis (FEM). Tout d'abord, la géométrie d'un dépôt monocouche (Fig. 1a) a été modélisée et après avoir trouvé la taille de maille appropriée, la procédure de modélisation a été répétée en utilisant la technique de naissance et de mort d'éléments pour les couches suivantes jusqu'à ce que la conception soit terminée. Il est à noter que les surfaces des couches déposées ont été supposées planes pour simplifier. L'équation déterminante du problème (transitoire de transfert de chaleur) peut être exprimée comme suit :

où \(x\), \(y\) et \(z\) sont respectivement les directions transversale, de bâtiment et de balayage laser, et k est la conductivité thermique, \(T\) est la température, \( \rho \) est la densité, \({C}_{p}\) est la chaleur spécifique, \(t\) est le temps et \(\dot{Q}\) est le taux de génération de chaleur interne (ici par changement de phase). De plus, la forme matricielle de l'Eq différentielle. (1) peut s'écrire comme suit :

où, \(\left[L\right]\) et \(\left[D\right]\) sont respectivement les matrices d'opérateur différentiel vectoriel et de coefficient de conduction, qui sont exprimées comme suit :

(a) La géométrie du dépôt monocouche (mm). L'épaisseur du dépôt a été considérée comme 0,8 mm selon les résultats obtenus dans les évaluations expérimentales. (b) Le modèle de source de chaleur à double ellipsoïde et ses paramètres.

Les conditions initiales et aux limites sont exprimées dans les équations. (5) et (6), respectivement :

où \({T}_{a}\) est la température ambiante (298 K), \(n\) est la normale à la surface, \({h}_{c}\) est le coefficient de convection, \(\sigma \ ) est la constante de Stephen-Boltzmann, \(\varepsilon \) est l'émissivité et \(q\) est le flux de chaleur généré par le faisceau laser. Évidemment, pour les surfaces autres que celles irradiées par le faisceau laser, la quantité de flux de chaleur (\(q\)) est nulle dans l'Eq. (6) et aussi la perte de chaleur due au rayonnement (troisième terme) peuvent être ignorées. Il convient de noter que pour plus de commodité et pour éviter la non-linéarisation due à la perte de chaleur par rayonnement, le troisième terme de l'Eq. (6) a été supprimé, et au lieu de \({h}_{c}\) un coefficient de transfert de chaleur effectif précédemment développé (\(h\))15 a été utilisé, qui est une combinaison des deux :

où les unités de \(h\) et \(T\) sont respectivement W/m2 K et K.

De plus, pour modéliser la source de chaleur laser, en raison de la nécessité d'utiliser le mode de conduction laser dans le processus AM et de l'observation expérimentale de la géométrie du bain de fusion dans la section transversale, une distribution de densité de puissance double ellipsoïdale a été considérée comme illustré à la Fig. 1b16. Dans ce modèle, la distribution de la densité de puissance dans les quadrants avant et arrière est définie respectivement par les équations suivantes :

où \(Q\) est la puissance laser effective (W), \(v\) est la vitesse de balayage (m/s) et \(a\), \(b\), \({c}_{ 1}\) et \({c}_{2}\) sont des valeurs indépendantes pour déterminer comment le flux de chaleur est distribué. \({f}_{f}\) et \({f}_{r}\) sont les fractions de chaleur pour les quadrants avant et arrière, respectivement, avec une relation de \({f}_{f}\ ) + \({f}_{r}\) = 2 entre eux.

Dans cette étude, le logiciel FEM ABAQUS v. 6.14 a été utilisé pour résoudre l'équation régissant le transfert de chaleur. Pour augmenter la précision de la solution, les propriétés thermophysiques en fonction de la température pour les alliages SS316L et IN718 ont été extraites des références 17, 18, respectivement, et définies dans le logiciel. Aussi, pour tenir compte du transfert de chaleur dû à l'écoulement du fluide dans le bain de fusion, il a été supposé que la conductivité thermique des matériaux au-dessus de la température du solidus jusqu'à 3000 K augmente linéairement avec un facteur d'environ trois19. La figure 2 montre le système de maillage composé d'éléments hexaédriques DC3D8 utilisé pour le modèle final après l'analyse de sensibilité du maillage. Il est à noter qu'en raison de la symétrie géométrique, seule la moitié de celle-ci (coupe longitudinale) a été modélisée pour alléger les calculs. De plus, comme il existe un gradient thermique élevé dans le chemin de dépôt, des maillages plus fins ont été utilisés dans cette zone, comme le montre la figure 2. Enfin, 191 808 éléments et 226 820 nœuds ont été utilisés pour la modélisation. En outre, le sous-programme utilisateur ABAQUS DFLUX a été utilisé pour appliquer le flux de chaleur laser selon le modèle de distribution double ellipsoïdale (Eqs. 8, 9) en fonction de l'emplacement et du temps.

Le système de maillage utilisé pour le modèle final (structure à 14 couches).

Des poudres SS316L et IN718 atomisées au gaz avec des diamètres moyens de 110 et 70 µm, respectivement, et un substrat SS316L avec des dimensions de 40 × 40 × 5 mm ont été utilisés comme matières premières. Les compositions chimiques des poudres sont présentées dans le tableau 1. Une machine de fabrication additive DED avec les spécifications d'un laser à fibre à onde continue de 1 kW d'une longueur d'onde de 1080 nm et d'un diamètre de spot d'environ 1 mm (modèle YFL-1000, National Laser Center of Iran), une buse à quatre canaux délivrant de la poudre coaxiale au faisceau laser, un distributeur de poudre double (modèle PF 200, Noura, Iran), un gaz porteur et de protection Ar et une table CNC à 3 degrés de liberté ont été utilisés pour fabriquer l'échantillon multi-matériaux.

La structure multi-matériaux a été fabriquée selon la Fig. 3a sous la forme d'une paroi mince unidirectionnelle composée de 7 couches de SS316L et de 7 couches d'IN718 sous les paramètres de traitement présentés dans le tableau 2. Pour valider le modèle FE, l'histoire thermique (température– diagramme temporel) a été enregistré au cours du processus à l'aide d'un thermocouple de type K (Fig. 3b) intégré au milieu et en dessous du chemin de dépôt. Les résultats ont été comparés à l'histoire thermique obtenue à partir de l'emplacement correspondant dans le modèle simulé. La figure 4 montre la structure multi-matériaux SS316L-IN718 fabriquée selon la conception illustrée à la figure 3a.

(a) Schéma de la structure multi-matériaux (l'emplacement du thermocouple : au milieu du chemin de balayage/dépôt laser et à 1 mm sous la surface du substrat). (b) Thermocouple et enregistreur de données utilisés pour mesurer la température pendant le processus.

(a) Vue de face et (b) vue de côté de la structure multi-matériaux SS316L-IN718 fabriquée selon la Fig. 3a.

Pour étudier les caractéristiques métallurgiques du multi-matériau, une section transversale a été découpée à mi-longueur de la structure à l'aide d'une machine à décharge électrique (EDM) et après préparation de sa surface par des méthodes métallographiques classiques, elle a été gravée en tenant dans 15 mL HCl + 5 mL de solution HNO3 pendant 10 s. La microscopie optique (Olympus, Japon) et la microscopie électronique à balayage (FEI ESEM QUANTA 200, USA) ont été utilisées pour évaluer qualitativement la microstructure et quantifier ses caractéristiques par le logiciel ImageJ. De plus, une évaluation semi-quantitative de la distribution des éléments constitutifs et de la composition des phases possibles dans la microstructure a été réalisée par un spectroscope d'énergie à dispersion de rayons X (EDAX EDS Silicon Drift 2017, USA) utilisé dans le SEM. Les variations de dureté dans le sens de construction ont été mesurées à l'aide d'un testeur de microdureté Vickers (Buehler, Japon) sur la section préparée à des intervalles de 500 µm avec une charge de 300 gf et un temps de séjour de 10 s. De plus, trois mesures de microdureté ont été prises à chaque hauteur de la structure et la valeur moyenne a été rapportée pour minimiser l'erreur de mesure.

Le concept d'imprimabilité est la capacité d'un alliage à résister à la distorsion, aux changements de composition chimique et au manque de fusion en tant que défauts courants dans la fabrication additive de pièces métalliques20. Semblable au concept universel de soudabilité dans la science de la métallurgie du soudage21, le développement de l'imprimabilité peut faciliter la sélection difficile du processus d'impression et de ses paramètres pour le ou les alliages souhaités en établissant une base de données complète et en réduisant le risque de défauts courants sans coût et temps supplémentaires22. Dans cette section, après avoir validé le modèle FE et présenté les premiers résultats, la distorsion, les changements de composition chimique et l'absence de défauts de fusion seront examinés pour le multi-matériau.

La figure 5 montre une comparaison des historiques thermiques obtenus à partir du modèle thermique et mesurés par le thermocouple au même endroit (au milieu de la longueur de dépôt et à 1 mm sous la surface du substrat). Comme on peut le voir, la différence acceptable entre les résultats numériques et expérimentaux indique la bonne précision du modèle thermique, et donc d'autres résultats qui peuvent en être dérivés peuvent être fiables. La figure 6 montre la coupe longitudinale de bassins de fusion simulés pour des couches paires dans la structure multi-matériaux SS316L-IN718. Ce que l'on peut comprendre, c'est qu'au fur et à mesure que le processus progresse, la taille du bain de fusion, l'étendue de la refusion des couches précédemment déposées et l'augmentation de la température maximale, ce qui est prévisible compte tenu de la physique du problème. Les phénomènes mentionnés peuvent être attribués à deux facteurs : (a) la réduction de l'effet de dissipation thermique par le substrat au fur et à mesure que le processus progresse (accumulation de chaleur) et (b) la différence de propriétés thermiques des alliages de base, comme une certaine différence dans leur plages de températures de solidification (SS316L : 1460–1420 ℃ et IN718 : 1336–1260 ℃). Ce qui est important, c'est l'influence de ces facteurs sur les indicateurs d'imprimabilité et les aspects microstructuraux du multi-matériaux, qui sont respectivement abordés dans cette section et la section suivante.

Comparaison des historiques thermiques obtenus à partir du modèle FE (rouge) et des mesures expérimentales (bleu) au même endroit.

Champ de température (℃) et bain de fusion simulé (zone grise) à mi-longueur des couches (a) 2, (b) 4, (c) 6, (d) 8, (e) 10 et (f) 12.

La distorsion thermique pendant le processus dépend des propriétés de l'alliage et des paramètres du processus. La tendance à la déformation peut être calculée à l'aide du critère de déformation thermique maximale. Récemment, un paramètre de déformation thermique non dimensionnel, \({\varepsilon }^{*}\) (représentatif de la déformation thermique maximale), en fonction des propriétés de l'alliage et des paramètres de procédé a été développé sur la base du théorème π de Buckingham20 :

où \(\beta \) est le coefficient de dilatation volumique, \(\Delta T\) est la différence entre la température maximale et la température ambiante, \(t\) est le temps de dépôt, \(H\) est l'apport de chaleur par unité de longueur, \(EI\) est la rigidité en flexion et \(\rho \) est la densité de l'alliage. Le nombre de Fourier \(F\), qui représente le rapport entre le transfert de chaleur et l'accumulation de chaleur, peut également être réécrit sous la forme \(\alpha /vw\), où \(\alpha \) est le coefficient de diffusion thermique, \(v \) est la vitesse de balayage du faisceau et \(w\) est la longueur du bain de fusion. Comme on peut le voir sur la figure 7, avec l'augmentation du nombre de couches, la contrainte thermique augmente généralement en raison de l'affaiblissement du transfert de chaleur du bain de fusion au substrat et par conséquent de la différence de température plus élevée (\(\Delta T\)). Plus important encore, en changeant le matériau de SS316L à IN718, l'augmentation de la contrainte thermique est plus perceptible et s'accompagne d'une mutation, dont la raison peut être attribuée à la différence de propriétés des deux alliages. Comme mentionné précédemment, l'alliage IN718 avec une plage de température de solidification plus basse donne un bain de fusion plus grand (comparer Fig. 6d – f à (a – c)). En d'autres termes, avec une augmentation complètement différente de la longueur du bain de fusion (\(w\)), le nombre de Fourier beaucoup plus petit (\(F\)) est placé dans l'équation. (dix). Par conséquent, une contrainte thermique plus élevée est accumulée dans la section IN718 de la structure multi-matériaux. Cela indique que la section IN718 est plus sensible à la contrainte thermique et devrait être prioritaire dans l'ajustement des paramètres du procédé AM pour réduire la contrainte thermique basée sur l'équation. (dix).

Variations du paramètre de déformation thermique (\({\varepsilon }^{*}\)) dans différentes couches de structure multi-matériaux.

Étant donné que certains éléments d'alliage ont une pression de vapeur plus élevée que d'autres, la vaporisation sélective des éléments d'alliage dans AM est très probable, ce qui peut entraîner un changement considérable de la composition chimique de l'alliage et donc une diminution de ses propriétés telles que la résistance, la dureté et la corrosion. résistance. L'équation de Langmuir peut être utilisée pour estimer les flux de vaporisation des éléments d'alliage, \({J}_{i}\)20 :

où \({P}_{i}\) est la pression de vapeur de l'élément \(i\) sur l'alliage, \({M}_{i}\) est le poids moléculaire de l'élément \(i\), \(R\) est la constante des gaz, \(T\) est la température et \(\lambda \) (= 0,05) est une fraction positive liée à la condensation des atomes vaporisés. De plus, l'équation suivante peut être utilisée pour calculer la quantité de matière vaporisée, \(\Delta {m}_{i}\) :

où \(v\) est la vitesse de balayage du faisceau, \(L\) est la longueur de dépôt et \({A}_{s}\) est la surface du bain de fusion. Compte tenu du volume de matériau déposé (\(V\)), le pourcentage massique de l'élément \(i\) après vaporisation (\({W}_{f}\)) peut être obtenu par l'Eq. (13):

où \(\rho \) est la densité et \({W}_{i}\) est le pourcentage en poids initial de l'élément \(i\) dans la poudre. La figure 8 montre le changement de composition des éléments d'alliage les plus volatils (Mn dans SS316L et Cr dans IN718) dans différentes couches de la structure multi-matériaux en raison de la vaporisation pendant le processus DED. Dans chaque section, à mesure que le nombre de couches augmente, la perte d'éléments d'alliage par vaporisation augmente en raison de la température de pointe plus élevée. Cependant, malgré des températures plus élevées rencontrées dans la section supérieure du multi-matériau (c'est-à-dire IN718), le changement de composition dans la section SS316L est plus sévère pour l'élément Mn en raison de sa pression de vapeur d'équilibre plus élevée. On peut conclure que dans la structure multi-matériaux, la section SS316L est plus sensible au changement de composition, et pour le minimiser, il convient de lui accorder la priorité dans le contrôle des paramètres de processus selon l'Eq. (13).

Changement de composition dû à la vaporisation pour les éléments avec la pression de vapeur la plus élevée dans les différentes couches de la structure multi-matériaux.

Bien que la profondeur de pénétration soit affectée par les conditions de traitement, différents alliages dans les mêmes conditions de traitement présentent des profondeurs de pénétration différentes en raison de leurs propriétés thermophysiques uniques, ce qui indique une sensibilité différente de chacun à l'absence de défaut de fusion. La fusion suffisante et la bonne liaison intercouche peuvent être mesurées par le simple indice de manque de fusion, \(LF\)20 :

où \(d\) est la profondeur de pénétration du bain de fusion et \(h\) est l'épaisseur de la couche déposée. Pour obtenir une bonne liaison entre les couches, la profondeur de pénétration doit toujours être supérieure ou égale à l'épaisseur de la couche ou en d'autres termes LF doit être supérieur ou égal à 1. Augmenter les dimensions du bain de fusion dans les couches supérieures du multi- Le matériau, visible sur la figure 9a par les deux indicateurs de longueur et de profondeur du bain de fusion, réduit la probabilité d'absence de fusion. Par conséquent, comme le montre la Fig. 9b, le manque d'indice de fusion (\(LF\)) a une tendance croissante avec l'augmentation du nombre de couches en raison de l'accumulation de chaleur, et plus précisément, lors de la transition de SS316L à IN718, cette tendance est se distingue par une plus grande pente due à la plage de température de solidification inférieure de l'IN718. En d'autres termes, dans la section SS316L et en particulier dans les couches initiales, l'absence de défaut de fusion est plus susceptible de se produire, entraînant une liaison inadéquate entre les couches. Par conséquent, cette section de la structure multi-matériaux joue un rôle décisif dans l'ajustement des paramètres du processus selon l'Eq. (14) pour obtenir une structure intégrée sans manque de fusion.

Les variations de (a) la longueur et la profondeur du bain de fusion et (b) l'indice \(LF\) dans le sens de construction.

La figure 10a montre les cycles thermiques à mi-longueur des couches 2, 4, 6, 8, 10, 12 et 14. Les cycles thermiques sont uniques à chaque couche (par exemple en termes de température maximale et de temps de réchauffage), ce qui peut jouent un rôle important dans la détermination des caractéristiques des couches, en particulier à l'échelle micro. Pour mieux comparer et discuter, la dérivée temporelle de la température pour chaque cycle thermique (comme sur la figure 10b pour le cycle thermique de la couche 2) a été utilisée pour obtenir des indicateurs quantitatifs, tels que la vitesse de refroidissement.

(a) Cycles thermiques en position médiane des longueurs des couches 2, 4, 6, 8, 10, 12 et 14. (b) La dérivée première de la température par rapport au temps pour le cycle thermique de la couche 2 dans un).

La figure 11a montre la vitesse de refroidissement moyenne dans la plage de solidification pour chaque couche. Comme prévu, à mesure que la hauteur de la structure augmente, la vitesse de refroidissement diminue dans le sens de la construction en raison de l'accumulation de chaleur et de l'extension du bain de fusion. De plus, les changements dans l'espacement des bras cellulaires/dendritiques \(\lambda \) (µm) peuvent être anticipés en fonction du taux de refroidissement moyen dans chaque couche en utilisant l'équation suivante :

où \(CR\) est la vitesse de refroidissement (K/s), et \(b\) et \(n\) sont les constantes de matériau avec des valeurs de 80 et 0,33 pour l'acier inoxydable et 39,8 et 0,3 pour le superalliage à base de nickel , respectivement23. Comme le montre la Fig. 11b, conformément aux résultats obtenus à partir des micrographies des couches correspondantes (Fig. 12), la taille de la microstructure (c'est-à-dire l'espacement des bras cellulaires/dendritiques, \(\lambda \)), dans les sections SS316L et IN718 a augmenté indépendamment d'une couche à l'autre dans le sens de la construction, en raison de la réduction de la vitesse de refroidissement et, par conséquent, de plus de temps pour la croissance. Cependant, en raison de l'apparition de la réaction eutectique L → γ + Laves dans la section IN718 (Fig. 12d – f), qui sera expliquée plus en détail, une microstructure plus fine s'est formée dans les couches 8–14, malgré le suivi de la procédure mentionnée ci-dessus. s'orienter. Il convient également de noter que dans des études similaires antérieures, une microstructure très fine de l'ordre de 3 à 10 microns a été observée23,24.

Les variations de (a) la vitesse de refroidissement dans la plage de solidification et (b) la taille de la microstructure (c'est-à-dire l'espacement des bras cellulaires/dendritiques, \(\lambda \)) dans la direction de construction.

La microstructure en coupe transversale des couches SS316L : (a) 2, (b) 4, (c) 6 et couches IN718 : (d) 8, (e) 10 et (f) 12. Les flèches numérotées montrent les différents contrastes sélectionnés pour l'analyse EDS et les phases possibles.

D'autre part, en déterminant le gradient de température (\(G\)) à travers le modèle numérique pour chaque couche dans la direction de construction et en ayant la vitesse de refroidissement dans la position pertinente, la vitesse d'avancement du front de solidification ou vitesse de solidification (\ (R\)) peut également être calculé pour chaque couche (\(CR=G\cdot R\)). La figure 13a montre que dans les couches supérieures, le gradient de température diminue et la vitesse de solidification augmente en raison de l'accumulation de chaleur. De tels changements le long de la hauteur de la structure, en diminuant le rapport \(G/R\) (Fig. 13b) peuvent conduire à une augmentation du sous-refroidissement et donc à une plus grande instabilité du front de solidification selon l'inégalité suivante25 :

où \({m}_{L}\), \({C}_{s}^{*}\), \({k}_{0}\) et \({D}_{L }\) sont la pente de la ligne liquidus, la composition solide à l'interface, le coefficient de distribution et le coefficient de diffusion dans le bain, respectivement. Bien que les calculs thermodynamiques permettent une évaluation plus précise, en changeant le matériau en IN718 riche en divers éléments d'alliage, en particulier avec de faibles coefficients de distribution (molybdène et niobium), le \({C}_{s}^{*}\) et Les variables \({k}_{0}\) du côté droit de l'inégalité (16) augmentent et diminuent respectivement, ce qui, en plus de la diminution du rapport \(G/R\), provoque une instabilité supplémentaire de le front de solidification selon l'inégalité. Comme on peut s'en rendre compte en comparant les micrographies présentées à la Fig. 10, la morphologie de solidification dans les couches 1 à 7 (section SS316L) est cellulaire et dans les couches 8 à 14 (section IN718) est dendritique. Cependant, à l'interface presque sans défaut des couches adjacentes, comme le montre la figure 14a, b pour l'interface entre les couches 7 et 8, une solidification plane est observée sur une courte distance inférieure à 10 µm. Elle est contraire à la règle générale, qui peut être due à un gradient de température local plus important à l'interface de deux couches adjacentes qu'aux zones internes de chaque couche. Il est également à noter ici que l'effet de dilution entre couches adjacentes a conduit à un léger écart par rapport au design primaire multi-matériaux, et à la formation d'une zone de transition et d'une sorte de dégradé à l'interface des deux alliages, que l'on peut observer par analyse de ligne EDS sur la figure 14c et comme indiqué dans certaines études antérieures10,11.

Les variations de (a) gradient de température (\(G\)) et vitesse de solidification (\(R\)) et (b) sous-refroidissement (\(G/R\)) dans la direction de construction.

(a) Microstructure optique de l'interface entre les couches 7 et 8. (b) Micrographie SEM de la zone spécifiée en (a). La distance entre les deux lignes pointillées en (b) montre la plage de solidification plane. (c) Analyse de la ligne EDS le long du chemin spécifié en (b) montrant la zone de transition à l'interface.

Une autre caractéristique de la microstructure de chaque couche est sa distribution chimique et sa composition de phase. La figure 15 montre un ensemble de résultats d'analyse EDS de zones avec différents contrastes dans les microstructures présentées sur la figure 12 (flèches numérotées). Compte tenu des résultats et en les comparant aux études précédentes26,27, la microstructure multi-matériaux dans la section SS316L se compose principalement de phase austénite et d'une petite quantité de phase delta ferrite (δ) dans les régions intercellulaires (Fig. 15a, b, respectivement ). De plus, dans la section IN718, la microstructure est constituée de la phase de matrice gamma (γ) et du composé intermétallique de Laves dans les régions interdendritiques (Fig. 15c, d, respectivement). En fait, lors de la solidification hors équilibre dans les deux sections, les éléments avec des coefficients de distribution inférieurs (Cr, Mo et Si dans SS316L et Nb, Mo, Si et Ti dans IN718) ont été séparés dans les régions intercellulaires/dendritiques, et en fournissant la force motrice nécessaire, ont conduit à la nucléation et à la croissance des phases secondaires mentionnées dans les étapes finales de solidification. Cependant, la taille et la distribution des phases secondaires ne sont pas uniformes en raison des différentes vitesses de refroidissement lors de la solidification dans les différentes couches. Comme on peut le voir sur la figure 16, la fraction des phases de ferrite et de Laves dans les couches 2 à 6 et 8 à 12, respectivement, a augmenté presque linéairement avec la diminution de la vitesse de refroidissement. En effet, en réduisant la vitesse de refroidissement, on accorde plus de temps à la diffusion des éléments d'alliage et donc à leur microségrégation. Il est à noter que les cycles thermiques provoqués par le dépôt des couches ultérieures n'ont pas d'effet significatif sur les phases secondaires issues de la solidification par diffusion à l'état solide, car la température et le temps nécessaires ne sont pas prévus pour les modifier ou les dissoudre28.

Les résultats de l'analyse chimique et les phases possibles de la pointe positionnent les flèches (a) 1 et (b) 2 sur la figure 12c et les flèches (c) 3 et (d) 4 sur la figure 12f.

Variations de la fraction des phases de ferrite et de Laves avec la vitesse de refroidissement (pendant la solidification) dans les différentes couches et l'analyse de régression linéaire de chacune.

Il est possible de prédire la distribution de la dureté le long de la structure en utilisant les résultats de l'analyse thermique et les relations suivantes :

où dans l'éq. (17), connue sous le nom de relation Hall-Patch, \({\sigma }_{y}\), \({\sigma }_{0}\), \(k\) et \({d} _{g}\) sont respectivement la limite d'élasticité (MPa), la contrainte de frottement (MPa), le paramètre de blocage (Mpa µm−1/2) et la taille des grains (µm). Il ne fait aucun doute que la taille des grains est différente de la taille des cellules/dendrites de la structure de solidification, mais pour les échantillons de fabrication additive, une bonne compatibilité a été observée dans la relation Hall-Patch lorsque la taille des grains (\({d}_{ g}\)) est remplacé par la taille de cellule/dendrite (λ)24. Par conséquent, la taille des cellules/dendrites a été utilisée à la place de la taille des grains dans cette prédiction. Les constantes \({\sigma }_{0}\) et \(k\) ont également été considérées comme étant 194 MPa et 695 Mpa µm-1/2 pour SS316L29 et 325 MPa et 750 Mpa µm−1/2 pour IN71830 , respectivement. Dans l'éq. (18), \(HV\) et \(m\) sont respectivement la dureté Vickers (kgf/mm2) et l'indice de Mayer, et \(m\) a été considéré comme égal à 2,25 pour les deux alliages24. La figure 17 illustre la distribution de la microdureté le long de la section transversale de la structure multi-matériaux par mesure expérimentale et calcul numérique. Comme indiqué, il existe une bonne corrélation entre les résultats obtenus à partir des deux méthodes, bien que l'influence d'autres mécanismes de renforcement (solution solide et renforcement de la phase secondaire) qui ne sont pas directement inclus en tant que termes indépendants dans l'Eq. (17), peut être considérée comme la raison de la différence entre les résultats numériques et expérimentaux, en particulier dans la section IN718. Une autre explication que, dans la section SS316L, malgré la chute de dureté attendue des couches 1 à 7 en raison de l'augmentation de la taille de la microstructure, elle est presque uniforme. Cela peut être dû à une concurrence égale entre les deux mécanismes de réduction de la dureté (grossissement de la microstructure) et d'augmentation de la dureté (renforcement de la phase ferrite en diminuant la vitesse de refroidissement) dans cette section avec l'augmentation de la hauteur de la structure. Cependant, avec le passage à la section IN718, la dureté augmente considérablement en raison de la limite d'élasticité plus élevée de la phase de matrice et de la présence de la phase intermétallique de Laves, puis diminue légèrement avec le grossissement de la microstructure dans les couches 8–14.

Variations de microdureté le long de la section transversale de la structure multi-matériaux.

Dans cette recherche, dans le but d'une compréhension globale et de la possibilité de prédire différents aspects du paradigme des matériaux dans la fabrication additive de multi-matériaux, l'imprimabilité et l'évolution de la microstructure du multi-matériau SS316L-IN718 fabriqué par la méthode de dépôt à énergie dirigée ont été étudiées. par la modélisation numérique et l'analyse expérimentale. Les principaux résultats sont les suivants :

L'analyse d'imprimabilité du multi-matériau a montré qu'en général, les défauts de distorsion et de changement de composition sont plus prononcés avec l'augmentation du nombre de couches en raison de l'accumulation de chaleur. En revanche, un manque de fusion est plus susceptible de se produire dans les couches initiales en raison d'une perte de chaleur plus efficace à travers le substrat.

En raison de la différence des propriétés thermophysiques des matériaux de base, la section IN718 avec une contrainte thermique maximale de 3,95 × 10−3 dans la dernière couche est plus sensible à la distorsion, et de l'autre côté, la section SS316L avec une vaporisation de plus plus de 0,9% d'élément Mn dans la sixième couche et aussi le manque d'indice de fusion proche de 1 dans les couches initiales est plus sensible au changement de composition et au manque de fusion.

Bien qu'avec l'avancement du processus de dépôt, une structure de solidification plus grossière se forme en raison de la réduction de la vitesse de refroidissement, il a été démontré expérimentalement et numériquement que l'apparition de la réaction eutectique L → γ + Laves dans la section IN718 fait que cette règle est discriminé par une microstructure plus fine dans les couches 8 à 14, bien qu'il suive la tendance générale.

Le calcul du rapport du gradient de température (\(G\)) et du taux de solidification (\(R\)) dans la direction de construction et sa mise en correspondance avec les microstructures pertinentes ont montré que la solidification cellulaire de la section SS316L peut être séparée de la solidification dendritique de la section IN718 en diminuant le rapport \(G/R\) (augmentation du sous-refroidissement) à environ 55 K s/mm2, outre l'influence de l'augmentation de la concentration des éléments d'alliage à faible coefficient de distribution. Cependant, un mode de solidification planaire très étroit est également visible à l'interface des couches adjacentes en raison du gradient de température local plus élevé.

La fraction de phases secondaires (delta ferrite dans SS316L et Laves dans IN718) résultant de la solidification hors d'équilibre dans les régions intercellulaires/dendritiques augmente presque linéairement (avec des pentes différentes) en raison de la réduction de la vitesse de refroidissement dans la direction de construction du multi- matériel.

La prédiction et la mesure de la dureté dans le sens de construction ont également montré la dureté la plus élevée dans la section IN718 (~ 260 HV0.3) en raison de la limite d'élasticité plus élevée de la matrice et de la présence de la phase intermétallique de Laves. Néanmoins, les variations de dureté dans chaque section multi-matériaux avec l'augmentation du nombre de couches, dues au grossissement de la microstructure (facteur de réduction de dureté) ainsi qu'au renforcement de la phase secondaire (facteur d'augmentation de la dureté), ont été légères et quelque peu décroissantes.

Toutes les données générées ou analysées au cours de cette étude sont incluses dans cet article publié.

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Reza Ghanavati & Homam Naffakh-Moosavy

Faculté des arts, des sciences et de la technologie, Université de Northampton, Northampton, NN1 5PH, Royaume-Uni

Mahmoud Moradi

Département de génie mécanique, California State University, Los Angeles, CA, 90032, États-Unis

Mohsen Eshraghi

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RG a écrit le texte principal du manuscrit et HN-M. supervisé la recherche. Tous les auteurs ont examiné le manuscrit.

Correspondance à Homam Naffakh-Moosavy.

Les auteurs ne déclarent aucun intérêt concurrent.

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Réimpressions et autorisations

Ghanavati, R., Naffakh-Moosavy, H., Moradi, M. et al. Imprimabilité et microstructure du multi-matériau SS316l-IN718 déposé par énergie dirigée : modélisation numérique et analyse expérimentale. Sci Rep 12, 16600 (2022). https://doi.org/10.1038/s41598-022-21077-8

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Reçu : 06 avril 2022

Accepté : 22 septembre 2022

Publié: 05 octobre 2022

DOI : https://doi.org/10.1038/s41598-022-21077-8

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