Легирующие добавки это: легирующие добавки | это… Что такое легирующие добавки?

ЛЕГИРОВАНИЕ • Большая российская энциклопедия

ЛЕГИ́РОВАНИЕ (нем. legieren – сплав­лять, от лат. ligo – свя­зы­вать, со­еди­нять), вве­де­ние до­ба­вок (ле­ги­рую­щих эле­мен­тов) в ме­тал­лы и спла­вы для при­да­ния им оп­ре­де­лён­ных фи­зич., хи­мич. или ме­ха­нич. свойств. Под­верг­ну­тые Л. ма­те­риа­лы на­зы­ва­ют­ся ле­ги­ро­ван­ны­ми (напр., ле­ги­ро­ван­ная сталь). Для Л. ис­поль­зу­ют ме­тал­лы, не­ме­тал­лы ($\ce{С, S, P, Si, В}$ и др.) и вспо­мо­гат. спла­вы, со­дер­жа­щие ле­ги­рую­щий эле­мент, – фер­ро­спла­вы и ли­га­ту­ры. Осн. ле­ги­рую­щие эле­мен­ты в ста­лях и чу­гу­нах – $\ce{Сr, Ni, Mn, Si, Mo, W, V, Ti}$; в алю­ми­ние­вых спла­вах – $\ce{Si, Mn, Mg, Cu, Zn, Li}$; в маг­ние­вых спла­вах – $\ce{Al, Mn, Zn, Zr, Cd}$; в мед­ных спла­вах – $\ce{Al, Mn, Fe, Ni, Zn, Pb, Be, Si, P}$; в ни­ке­ле­вых спла­вах – $\ce{Cr, Co, Ti, Al, W, Mo, V}$; в ти­та­но­вых спла­вах – $\ce{Al, Zr, Mo, V, Сr}$. Ле­ги­рую­щие эле­мен­ты це­ле­на­прав­лен­но вво­дят­ся в ме­талл (сплав) в оп­ре­де­лён­ном ко­ли­че­ст­ве, в от­ли­чие от при­ме­сей, ко­то­рые по­па­да­ют из ис­ход­но­го сы­рья или из-за осо­бен­но­стей про­из­водств. про­цес­са и не мо­гут быть уда­ле­ны про­цес­са­ми ра­фи­ни­ро­ва­ния.

При Л. ме­тал­лов и спла­вов мо­гут об­ра­зо­вы­вать­ся твёр­дые рас­тво­ры, разл. фа­зы, ин­тер­ме­тал­ли­ды, кар­би­ды, нит­ри­ды, ок­си­ды, суль­фи­ды, бо­ри­ды и др. со­еди­не­ния ле­ги­рую­щих эле­мен­тов с ос­но­вой спла­ва или ме­ж­ду со­бой. В ре­зуль­та­те Л. су­ще­ст­вен­но ме­ня­ют­ся как фи­зи­ко-хи­мич. ха­рак­те­ри­сти­ки ис­ход­но­го ме­тал­ла или спла­ва, так и элек­трон­ная струк­тура. Ле­ги­рую­щие эле­мен­ты влия­ют на темп-ру плав­ле­ния, об­ласть су­ще­ст­во­ва­ния по­ли­морф­ных мо­ди­фи­ка­ций и ки­не­ти­ку фа­зо­вых пре­вра­ще­ний, ха­рак­тер де­фек­тов кри­стал­лич. ре­шёт­ки, дис­ло­кац. струк­ту­ру (за­труд­ня­ет­ся дви­же­ние дис­ло­ка­ций), а так­же на фор­ми­ро­ва­ние зёрен и тон­кой кри­стал­лич. струк­ту­ры, жа­ро­стой­кость и кор­ро­зи­он­ную стой­кость, тех­но­ло­ги­че­ские (напр., сва­ри­вае­мость, шли­фуе­мость, об­ра­ба­ты­вае­мость ре­за­ни­ем) и др. свой­ст­ва спла­вов. Л. не­сколь­ки­ми эле­мен­та­ми, оп­ре­де­лён­ное со­дер­жа­ние и со­от­но­ше­ние ко­то­рых по­зво­ля­ет по­лу­чить тре­буе­мый ком­плекс свойств, на­зы­ва­ет­ся ком­плекс­ным Л., а спла­вы – со­от­вет­ст­вен­но ком­плекс­но-ле­ги­ро­ван­ны­ми. Напр., в ре­зуль­та­те Л. ау­сте­нит­ной хро­мо­ни­ке­ле­вой ста­ли вольф­ра­мом её жа­ро­проч­ность воз­рас­та­ет в 2–3 ра­за, а при со­вме­ст­ном ис­поль­зо­ва­нии $\ce{W, Ti}$ и др. эле­мен­тов – в 10 раз.

Раз­ли­ча­ют (ус­лов­но) соб­ст­вен­но Л., мик­ро­ле­ги­ро­ва­ние и мо­ди­фи­ци­ро­ва­ние. При соб­ст­вен­но Л. в сплав вво­дят от 0,2% и бо­лее (по мас­се) ле­ги­рую­ще­го эле­мен­та, при мик­ро­ле­ги­ро­ва­нии – обыч­но до 0,1%, при мо­ди­фи­ци­ро­ва­нии – мень­ше (или столь­ко же), чем при мик­ро­ле­ги­ро­ва­нии. Од­на­ко мик­ро­ле­ги­ро­ва­ние и мо­ди­фи­ци­ро­ва­ние ока­зы­ва­ют разл. воз­дей­ст­вие на струк­ту­ру и свой­ст­ва спла­вов. Мик­ро­ле­ги­ро­ва­ние эф­фек­тив­но влия­ет на строе­ние и энер­ге­тич. со­стоя­ние гра­ниц зё­рен, при этом пред­по­ла­га­ет­ся, что в спла­ве бу­дут реа­ли­зо­ва­ны два ме­ха­низ­ма уп­роч­не­ния – бла­го­да­ря Л. твёр­до­го рас­тво­ра и в ре­зуль­та­те дис­пер­си­он­но­го твер­де­ния. Мо­ди­фи­ци­ро­ва­ние спо­соб­ст­ву­ет в про­цес­се кри­стал­ли­за­ции из­мель­че­нию струк­ту­ры, из­ме­не­нию гео­мет­рич. фор­мы, раз­ме­ров и рас­пре­де­ле­ния не­ме­тал­лич. вклю­че­ний, из­ме­не­нию фор­мы эв­тек­тич. вы­де­ле­ний, в це­лом улуч­шая ме­ха­нич. свой­ст­ва. Для мик­ро­ле­ги­ро­ва­ния ис­поль­зу­ют эле­мен­ты, об­ла­даю­щие за­мет­ной рас­тво­ри­мо­стью в твёр­дом со­стоя­нии (бо­лее 0,1 атом­но­го %), для мо­ди­фи­ци­ро­ва­ния обыч­но слу­жат эле­мен­ты с мень­шей рас­тво­ри­мо­стью.

Л. под­раз­де­ля­ют на объ­ём­ное и по­верх­но­ст­ное. При объ­ём­ном Л. ле­ги­рую­щий эле­мент рас­пре­де­лён во всём объ­ё­ме ме­тал­ла, при по­верх­но­ст­ном – со­сре­до­то­чен на по­верх­но­сти ме­тал­ла. Осн. спо­соб объ­ём­но­го Л. – сплав­ле­ние осн. ме­тал­ла спла­ва с ле­ги­рую­щи­ми эле­мен­та­ми в пе­чах (кон­вер­те­ры, ду­го­вые, ин­дук­ци­он­ные, плаз­мен­ные, элек­трон­но-лу­че­вые и др. пе­чи). При этом воз­мож­ны боль­шие по­те­ри ак­тив­ных эле­мен­тов ($\ce{Mg, Cr, Mo, Ti}$ и др.), взаи­модей­ст­вую­щих с $\ce{O2}$ или $\ce{N2}$. С це­лью умень­ше­ния по­терь при вы­плав­ке и обес­пе­че­ния бо­лее рав­но­мер­но­го рас­пре­де­ле­ния ле­ги­рую­ще­го эле­мен­та в рас­пла­ве (в объ­ё­ме жид­кой ван­ны) ис­поль­зу­ют ли­га­ту­ры и фер­ро­спла­вы. Сре­ди др. спо­со­бов объ­ём­но­го Л. ши­ро­ко при­ме­ня­ют ме­ха­нич. Л., со­вме­ст­ное вос­ста­нов­ле­ние, элек­тро­лиз, плаз­мо­хи­ми­че­ские ре­ак­ции. По­верх­но­ст­ное Л. осу­ще­ст­в­ля­ют в слое до 1–2 мм и ис­поль­зу­ют для соз­да­ния осо­бых свойств на по­верх­но­сти из­де­лия. В ос­но­ве боль­шин­ст­ва про­цес­сов (в со­че­та­нии с тер­мич. об­ра­бот­кой) ле­жит диф­фу­зи­он­ное на­сы­ще­ние из га­зо­вой или жид­кой (напр., це­мен­та­ция) фа­зы, хи­ми­че­ское оса­ж­де­ние из га­зо­вой фа­зы. К та­ким про­цес­сам от­но­сят али­ти­ро­ва­ние (на­сы­щаю­щий эле­мент $\ce{Al}$), азо­ти­ро­ва­ние ($\ce{N}$, бо­ри­ро­ва­ние ($\ce{B}$) и др. По твер­до­фаз­но­му ме­то­ду на по­верх­ность ме­тал­ла на­но­сят ле­ги­рую­щий эле­мент или сплав в ви­де слоя нуж­ной тол­щи­ны, да­лее к.-л. ис­точ­ни­ком энер­гии (ла­зер­ное об­лу­че­ние, плаз­мен­ная го­рел­ка и др.) по­верх­ность оп­лав­ля­ет­ся и на ней об­ра­зу­ет­ся но­вый сплав.

Осо­бое ме­сто сре­ди ме­то­дов Л. за­ни­ма­ет ион­ная им­план­та­ция, ос­но­ван­ная на бом­бар­ди­ров­ке по­верх­но­сти ме­тал­ла (или по­лу­про­вод­ни­ка) в ва­куу­ме по­то­ком ио­нов к.-л. эле­мен­та. С по­мо­щью ион­ной им­план­та­ции про­из­во­дят ма­те­риа­лы с рав­но­мер­ным рас­пре­де­ле­ни­ем не рас­тво­ряю­щих­ся друг в дру­ге эле­мен­тов и т. о. по­лу­ча­ют струк­ту­ры, ко­то­рые нель­зя по­лу­чить ни­ка­ки­ми др. спо­со­ба­ми; наи­бо­лее ши­ро­ко ис­поль­зу­ет­ся для ле­ги­ро­ва­ния по­лу­про­вод­ни­ков.

Л. при­ме­ня­лось уже в глу­бо­кой древ­но­сти (о чём сви­де­тель­ст­ву­ют ис­сле­до­ва­ния об­раз­цов хо­лод­но­го ору­жия, най­ден­но­го при ар­хео­ло­гич. рас­коп­ках), в Рос­сии – с 1830-х гг. Ши­ро­кое пром. зна­че­ние Л. по­лу­чи­ло в го­ды 1-й ми­ро­вой вой­ны, ко­гда для во­ен. це­лей (из­го­тов­ле­ния арт. ору­дий, ко­ра­бель­ной бро­ни) по­тре­бо­ва­лось боль­шое ко­ли­че­ст­во хро­мо­ни­ке­ле­вой, мо­либ­де­но­вой и др. ста­лей.

Легирующие элементы. Легирующие элементы стали. Влияние легирующих элементов. Назначение легирующих элементов. Хромансиль.

Легирующие элементы – химические элементы, специально вводимые в сталь для получения заданных свойств. Улучшают механические, физические и химические свойства основного материала.

Маркировка сталей. Маркировка углеродистых сталей. Маркировка легированных сталей. Маркировка инструментальных сталей.
Легированные стали. Классификация легированных сталей. Классификация легированных сталей по микроструктуре. Маркировка легированных сталей.

Основным легирующим элементом является хром (0,8…1,2)%. Он повышает прокаливаемость, способствует получению высокой и равномерной твердости стали. Порог хладоломкости хромистых сталей — (0…-100)^oС.

Влияние углерода на сталь. Влияние углерода на свойства стали.
Влияние примесей на свойства. Влияние примесей на свойства сталей. Красноломкость. Флокены.

Дополнительные легирующие элементы:

• Бор — 0.003%. Увеличивает прокаливаемость, а такхе повышает порог хладоломкости (+20…-60 ^oС.
• Марганец – увеличивает прокаливаемость, однако содействует росту зерна, и повышает порог хладоломкости до (+40…-60)^oС.
• Титан (см. Титан и его сплавы) (~0,1%) вводят для измельчения зерна в хромомарганцевой стали.
• Введение молибдена (0,15…0,46%) в хромистые стали увеличивает прокаливаемость, снижает порог хладоломкости до –20…-120^oС. Молибден увеличивает статическую, динамическую и усталостную прочность стали, устраняет склонность к внутреннему окислению. Кроме того, молибден снижает склонность к отпускной хрупкости сталей, содержащих никель.
• Ванадий в количестве (0.1…0.3) % в хромистых сталях измельчает зерно и повышает прочность и вязкость.
• Введение в хромистые стали никеля, значительно повышает прочность и прокаливаемость, понижает порог хладоломкости, но при этом повышает склонность к отпускной хрупкости (этот недостаток компенсируется введением в сталь молибдена). Хромоникелевые стали, обладают наилучшим комплексом свойств. Однако никель является дефицитным, и применение таких сталей ограничено.Значительное количество никеля можно заменить медью, это не приводит к снижению вязкости.

При легировании хромомарганцевых сталей кремнием получают, стали – хромансиль (20ХГС, 30ХГСА). Стали обладают хорошим сочетанием прочности и вязкости, хорошо свариваются, штампуются и обрабатываются резанием.Кремний повышает ударную вязкость и температурный запас вязкости.

Добавка свинца, кальция – улучшает обрабатываемость резанием. Применение упрочнения термической обработки улучшает комплекс механических свойств.

Усталостная прочность. Предел выносливости. Живучесть материалов.
Ударная вязкость. Определение ударной вязкости. Испытания на ударную вязкость.

Распределение легирующих элементов в стали.

Легирующие элементы растворяются в основных фазах железоуглеродистых сплавов ( феррит, аустенит, цементит), или образуют специальные карбиды. Растворение легирующих элементов в Fe_α происходит в результате замещения атомов железа атомами этих элементов. Эти атомы создают в решетке напряжения, которые вызывают изменение ее периода. Изменение размеров решетки вызывает изменение свойств феррита – прочность повышается, пластичность уменьшается. Хром, молибден и вольфрам упрочняют меньше, чем никель, кремний и марганец. Молибден и вольфрам, а также кремний и марганец в определенных количествах, снижают вязкость.

Компоненты железоуглеродистых сплавов. Фазы железоуглеродистых сплавов.

В сталях карбиды образуются металлами, расположенными в таблице Менделеева левее железа (хром, ванадий, титан), которые имеют менее достроенную d – электронную полосу.

В процессе карбидообразования углерод отдает свои валентные электроны на заполнение d – электронной полосы атома металла, тогда как у металла валентные электроны образуют металлическую связь, обуславливающую металлические свойства карбидов.

При соотношении атомных радиусов углерода и металла более 0,59 образуются типичные химические соединения: Fe₃C, Mn₃C, Cr₂₃C₆, Cr₇C₃, Fe₃W₃C – которые имеют сложную кристаллическую решетку и при нагреве растворяются в аустените.

При соотношении атомных радиусов углерода и металла менее 0,59 образуются фазы внедрения: Mo₂C, WC, VC, TiC, TaC, W₂C – которые имеют простую кристаллическую решетку и трудно растворяются в аустените.

Все карбиды обладают высокой твердостью и температурой плавления.

Добавки алюминиевого сплава

, добавка металлического титана, модификатор стронция

Добавки алюминиевого сплава являются важными материалами для плавки алюминиевого сплава. В процессе плавки алюминия и алюминиевых сплавов необходимо добавлять металлы. Такие как титан, медь, марганец, железо, они могут регулировать состав алюминиевого сплава. Металлические добавки – это новый продукт, который заменяет алюминиевые лигатуры. Это блочное изделие, образованное путем прессования чистого металлического порошка и флюса с определенными характеристиками в определенной пропорции и однородно перемешанных.

Замена лигатур металлическими добавками может упростить процесс плавки алюминиевого сплава, сэкономить энергию и сырье, снизить производственные затраты, а также помочь точно контролировать состав сплава и улучшить качество продукции. Металлические добавки также обладают характеристиками высокого содержания металла, небольшого размера, простоты хранения, транспортировки и использования.

Ti Добавка

Ti Добавка имеет цилиндрическую форму и используется для измельчения алюминиевого сплава, регулировки чистоты Ti в алюминиевом сплаве и повышения прочности.

Запросить предложение

Добавка Mn

Добавка Mn имеет цилиндрическую форму, подходит для регулирования содержания Mn в алюминиевом сплаве и повышения прочности сплава.

Добавка Fe

Добавка Fe имеет цилиндрическую форму, используется для регулирования содержания Fe в алюминиевом сплаве.

Запросить предложение

Добавка Cu

Cu Добавка имеет цилиндрическую форму, используется для регулирования содержания меди в алюминиевом сплаве.

Cr Добавка

Cr Добавка имеет цилиндрическую форму, подходит для регулирования содержания Cr в алюминиевом сплаве.

Запросить предложение

Модификатор стронция

Модификатор стронция имеет форму таблетки, он используется для изменения решетки алюминиевого сплава в точном литье.

Узнать больше

Как использовать добавки к алюминиевому сплаву

В зависимости от количества алюминия в сплаве и фактического выхода добавки рассчитайте количество вводимой металлической добавки. Контролируйте температуру расплавленного алюминия на уровне 730-750 ℃. Удалите упаковку металлических добавок Ti, Mn, Fe, Cu, Cr и поместите металлическую добавку в расплавленный алюминий. Закройте дверцу топки и тушите 20-30 минут. Затем перемешивают их ручным или электромагнитным способом в течение 10 минут и удаляют шлак. Далее регулируем температуру, тушим 10 минут. После повторного полного перемешивания рафинируют рафинирующим агентом в течение 15 минут, а затем удаляют шлак для достижения полного легирования.

После добавления металлических добавок в расплав, поскольку плотность металлических добавок выше, чем у расплавленного алюминия, они постепенно перемещаются на дно печи. Флюс в металлической добавке реагирует с оксидом в расплаве алюминия, при этом происходит экзотермическое и слабовзрывное разложение. Эта реакция вызывает постепенную диффузию комков добавки в расплав алюминия. В это время после активационной обработки порошок чистого металла с очень большой удельной поверхностью растворяется и быстро диффундирует в расплаве алюминия. Когда поверхность мелкодисперсного металлического порошка вступает в контакт с расплавом алюминия, концентрация элемента везде в расплаве алюминия имеет разную концентрацию, что способствует тому, что его концентрация в расплаве алюминия стремится к равновесию. Это принцип, согласно которому очень мелкий металлический порошок может быстро растворяться для достижения легирования.

Выбор металлических добавок

При приготовлении алюминиевого расплава в расплав алюминия обычно добавляют элементы сплава в виде металлических добавок. Согласно соответствующей информации, присадки железа, марганца и меди могут безопасно заменить алюминиево-железную лигатуру, алюминиево-марганцевую лигатуру и металлическую медь. Металлические добавки обладают такими преимуществами, как высокое содержание легирующих элементов, высокий фактический выход, отсутствие натрия, хлора и т. д., а также эффект дегазации и удаления шлака.

При выборе металлических добавок следует учитывать следующие моменты.

• Соответствует ли фактический выход легирующих элементов требованиям.
• Находится ли температура добавления в диапазоне температур плавления.
• Влияет ли состав растворителя на качество конечного продукта.
• Воздействие на окружающую среду.

Пожалуйста, не стесняйтесь дать свой запрос в форме ниже. Мы ответим в течение 24 часов.

1. Имя *
2. Электронная почта *
3. Телефон *
4. Страна
5. Сообщение *

* Требуется

Печатаемость сплавов для аддитивного производства

Неточность размеров, потери легирующих элементов из-за испарения и дефекты несплавления, возникающие при аддитивном производстве металлических деталей, зависят от геометрии ванны расплава и распределения температуры. Однако измерение этих величин в режиме реального времени во время AM затруднено. Поэтому для расчета этих величин используется хорошо проверенная трехмерная модель нестационарного теплообмена и потока жидкости. Модель решает уравнения сохранения массы, импульса и энергии для получения трехмерных переходных полей температуры и скорости, а также формы и размера расплавленной ванны. Методология хорошо описана в литературе ¹⁰ и его реализация для процесса AM описаны в дополнительной информации.

Для простоты в расчетах предполагается плоская поверхность ванны расплава. Допущение о плоской поверхности дает сопоставимые значения размеров бассейна по сравнению с моделью со свободной поверхностью. Например, Ha и др. ¹¹ показали, что предположение о плоской поверхности приводит к разнице в ширине и глубине ванны расплава примерно на 3% по сравнению с моделью со свободной поверхностью. Подсчитано, что ошибки в деформации из-за предположения о плоской поверхности составляют около 3%. Анализ ошибки в оценке термической деформации из-за предположения о плоской поверхности включен в дополнительный документ.

На рис. 1(a–d) показано трехмерное поле температуры и скорости в лазерном аддитивном процессе для Ti-6Al-4V во время осаждения. Рисунок 1(e) показывает, что расчетная форма и размер сборки хорошо согласуются с экспериментальными результатами ¹² . Согласие между расчетными и экспериментальными результатами указывает на то, что модель можно с уверенностью использовать для оценки термических деформаций, изменений состава и отсутствия дефектов плавления.

Рис. 1

Расчетное трехмерное поле переходной температуры и скорости в лазерном аддитивном процессе с использованием набора параметров 1 в таблице 1 для осаждения второго слоя Ti-6Al-4V

( a ) Изометрический вид, где 1933 K и 1878 K представляют температуры ликвидуса и солидуса соответственно. Изотерма 1878 K представляет собой границу расплавленной ванны. Половина бассейна показана из-за симметричного характера бассейна относительно плоскости x – z. Было показано, что опорный вектор скорости 50  см/с охватывает скорость потока жидкого металла в расплавленной ванне. ( b ) Измерение длины бассейна на виде сверху. ( c ) Измерение глубины проникновения лужи в продольном разрезе. ( d ) Вид поперечного сечения для измерения площади ванны, перпендикулярной направлению сканирования, с использованием набора параметров 2 в таблице 1 для IN625 ( e ) Сравнение формы и размера ванны для однодорожечного 8-слойного осаждения между численным расчетом ванны и экспериментально полученный пул, взятый из литературы ¹² .

Изображение в полный размер

Неточность размеров

Неточность размеров в аддитивных деталях из-за термической деформации вызвана неравномерным расширением и сжатием различных областей детали, которые испытывают изменения температуры. Термическая деформация в процессе осаждения зависит от свойств сплава, подводимого тепла, времени осаждения, размеров подложки, геометрии детали, временной задержки между осаждением последовательных слоев и других переменных. Склонность к термической деформации рассчитывается по максимальной тепловой деформации. Используя экспериментальные данные и анализ размеров, максимальная тепловая деформация оценивается как функция этих важных переменных.1

Таблица 1 Условия процесса, используемые в численных расчетах.

Полноразмерная таблица

Безразмерный параметр термической деформации (*) используется для представления максимальной термической деформации. Связь между этим параметром (*) и переменными АМ построена на основе π-теоремы Букингема ¹³ . В таблице 2 представлен список этих переменных вместе с их размерностями в системе MLTθ. Поскольку существует 4 фундаментальных измерения и 8 переменных, имеется четыре (8 – 4 = 4) π-члена. Неповторяющиеся переменные выбраны равными ρV , h , Δ T и k/C _P . Применяя π-теорему Бэкингема, последние четыре члена π можно записать как

Таблица 2 Переменные, используемые в анализе размерностей в системе MLTθ.

Полная таблица

Из вышеприведенных соотношений параметр термической деформации может быть выражен как функция переменных АД следующим образом:0117 F ) определяется как где α, τ и w относятся к температуропроводности, характерному масштабу времени и длине, через которую происходит теплопроводность, соответственно. Число Фурье ( F ) можно переписать, рассматривая v как скорость сканирования луча и w как длину ванны расплава. Член в уравнении (5) размерно эквивалентен w ² . Следовательно, параметр термической деформации можно выразить через число Фурье ( F ) как

Уравнение (6) показывает, что высокие деформации являются результатом большого изменения объема ( βΔT ), длительного времени осаждения ( t ) и высоких скоростей подводимого тепла на единицу длины ( H ). Напротив, члены в знаменателе уравнения (6) указывают на факторы, способствующие уменьшению термической деформации. Например, высокая жесткость на изгиб ( EI ) конструкции сопротивляется деформации. Точно так же высокое число Фурье ( F ) указывает на более быструю диффузионную теплопередачу по сравнению с накоплением тепла, а высокая скорость теплопередачи снижает пиковую температуру и, следовательно, тепловую деформацию.

На рис. 2(а) показаны максимальные термические деформации, полученные из экспериментально измеренных тепловых деформаций ^{14,15,16,17,18} , в зависимости от параметра термической деформации (), который оценивается с помощью уравнения (6). Пример расчета для оценки параметра термической деформации () для Ti-6Al-4V показан в дополнительном документе. Рисунок 2 (а) показывает, что максимальная термическая деформация (ε) для части AM может быть выражена как линейная функция параметра термической деформации (ε *). Основываясь на тренде точек данных, представленных на рис. 2 (а), максимальная термическая деформация (ε) может быть выражена как

Рисунок 2

Значения максимальной термической деформации ε

( a ) в зависимости от параметра термической деформации для пяти сплавов ^{14,15,16,17,18} , демонстрирующие линейную зависимость ( b ) в зависимости от H ^3/2 для конструкционной стали ¹⁹ , инструментальной стали ²⁰ и высокопрочной низколегированной стали ²⁰ при сварке ( c ) в зависимости от βΔT для низкоуглеродистой стали ¹⁵ , В 625 ¹⁴ и Ти-6Ал-4В ¹⁴ по утрам.

Изображение в натуральную величину

Подводимая теплота на единицу длины ( H ) и объемное изменение () являются двумя важными переменными в AM, и уравнение (7) показывает, что они влияют на максимальную тепловую деформацию (ε) прямо пропорционально. Уравнение (7) проверяется путем изучения влияния подводимого тепла и изменения объема на максимальную тепловую деформацию с использованием независимых экспериментальных данных ^14,15,19,20 . Рисунок 2(b,c) показывает, что оба H ^3/2 и βΔT влияют на термическую деформацию линейно, независимо от сплава. На линейность графиков указывают коэффициенты корреляции 0,92 и 0,98 для рис. 2(б,в) соответственно. На рис. 2(a)–2(c) показано, что уравнение (7) может оценить максимальную тепловую деформацию (ε), чтобы обеспечить прямую меру ожидаемой тепловой деформации. Уравнение (7) справедливо для диапазона подводимой теплоты 150–2800 Дж/мм, который широко используется для основных применений АД ^7,21 . На рис. 2(а) представлены независимые экспериментальные данные, включающие деформации вследствие фазовых превращений. Траектории движения инструмента во время аддитивной обработки могут оказывать существенное влияние на тепловую деформацию. Вэй и др. ²² показали, что характер теплопередачи и размеры ванны изменяются в зависимости от траектории движения инструмента. Следовательно, число Фурье также зависит от траектории движения инструмента, что учитывается в уравнении (7).

Уравнение (7) обеспечивает удобную шкалу для оценки и сравнения максимальной термической деформации в лазерном аддитивном производстве для различных сплавов. Относительно высокое значение термической деформации, рассчитанное по уравнению (7), означает большую термическую деформацию и более низкую пригодность для печати соответствующего сплава. На рис. 3 показано, что увеличение количества слоев увеличивает термическую деформацию. Это вызвано более низкой теплопроводностью из расплавленной ванны в подложку, что приводит к более высокой разнице температур ( ∆T ). Термическая деформация является самой высокой для Ti-6Al-4V, что можно объяснить его относительно низкой плотностью и температуропроводностью. Ранжирование сплавов на рис. 3 обеспечивает относительную шкалу их пригодности для печати с учетом их восприимчивости к термической деформации. Для сплавов, которые очень восприимчивы, соответствующие переменные AM, такие как мощность лазера, толщина слоя и скорость сканирования, должны быть скорректированы на основе уравнения (7), чтобы уменьшить термическую деформацию и искажение.

Рисунок 3

Значения максимальной термической деформации ε при лазерно-аддитивном производстве (ЛАМ) однотрекового трехслойного напыления порошковых материалов SS 316, Ti6Al4V и IN 625 с использованием набора параметров 1 в табл. 1.

Полноразмерное изображение

Состав изменить

При высоких температурах, возникающих во время АД, происходит значительное испарение легирующих элементов из ванны расплава. Поскольку некоторые легирующие элементы более летучи, чем другие, селективное испарение легирующих элементов часто приводит к значительному изменению состава сплава. Например, при лазерной сварке алюминиевых сплавов потери магния и цинка приводят к резкому изменению их концентрации. Изменение состава, в свою очередь, вызывает ухудшение твердости, коррозионной стойкости и свойств при растяжении.

The vaporization fluxes of alloying elements, J _i, can be estimated from the Langmuir equation ⁸ :

where P _i is vapor pressure over the alloy, M _i — молекулярная масса элемента i , T — температура, а λ — положительная дробь, учитывающая конденсацию некоторых испарившихся атомов. Температуры расплавленной ванны рассчитываются с использованием трехмерной модели теплообмена и течения жидкости, а равновесные давления паров всех легирующих элементов оцениваются на основе имеющихся термодинамических данных. Количество испарившегося материала можно оценить как

, где v — скорость сканирования, L — длина дорожки, а A _с — площадь поверхности ванны расплава. Объем осажденного материала V может быть приблизительно равен

, где A _t — площадь поперечного сечения ванны расплава, перпендикулярная направлению сканирования в точке наибольшей глубины. Весовой процент элемента и после испарения, W _f , можно рассчитать, используя

, где W _i — начальный весовой процент элемента i в порошке. Изменение состава представляет собой разницу массовых процентов элемента и в порошке и напыленном материале.

На рис. 4 показаны наиболее летучие легирующие элементы: марганец в стали 2.25Cr-1Mo, Alloy 800H и SS 316, хром в IN 625 и алюминий в Ti-6Al-4V. Рисунок 4 показывает, что Ti-6Al-4V является наиболее восприимчивым, а IN 625 наименее восприимчивым к изменению состава соответственно.

Рисунок 4

Изменение состава в процентах по массе наиболее летучих элементов вследствие испарения для пяти сплавов с использованием набора параметров 3 в таблице 1.

Изображение в натуральную величину ²³ показывают среднее изменение состава примерно на 0,9  вес. % Al при электронно-лучевом осаждении Ti-6Al-4V. Температуры расплавленной ванны для Ti-6Al-4V выше, чем для других сплавов при той же погонной энергии на единицу длины из-за его относительно низкой теплопроводности и плотности. Высокие температуры и высокое равновесное давление паров алюминия приводят к большему изменению состава Ti-6Al-4V по сравнению с другими сплавами при идентичных параметрах процесса.

Была разработана шкала для ранжирования пригодности для печати обычных сплавов с учетом изменения состава. На рис. 4 показано, что IN 625 испытает наименьшее изменение состава, а Ti-6Al-4V испытает наибольшее изменение. Поэтому IN 625 и Ti-6Al-4V будут наименее и наиболее подвержены изменению состава среди рассматриваемых сплавов. Для сплавов, очень восприимчивых к изменению состава, следует позаботиться о настройке соответствующих переменных АП, таких как плотность мощности лазера и скорость сканирования, чтобы уменьшить потери летучих легирующих элементов.

Дефекты непровара

Непровар вызван недостаточным проникновением расплавленной ванны верхнего слоя либо в подложку, либо в ранее нанесенный слой. Недостаточное проникновение может привести к образованию пустот в конечном продукте, эквивалентный диаметр которых обычно превышает 10 микрометров. Эти пустоты также могут образовываться из-за захвата газа во время распыления частиц порошка и из-за формы осадка. Например, отложения в форме омега создают гораздо большую межслоевую пористость по сравнению с отложениями в форме линзы ²⁴ . Эти макропоры намного больше, чем микропоры, вызванные поглощением поверхностной влаги, окислением и растворенными газами. Глубина проникновения зависит от физических свойств порошка сплава и условий обработки, таких как мощность лазера, скорость сканирования и стратегия осаждения. Однако разные сплавы имеют разную глубину проплавления при одинаковых условиях обработки АС в зависимости от их теплофизических свойств. Поэтому сплавы различаются по своей восприимчивости к дефектам непровара.

Адекватное плавление и межслойное сцепление для различных сплавов можно проверить, рассмотрев безразмерный индекс непровара, LF , определяемый по

, где d — глубина проникновения расплавленной ванны, а h — толщина слоя материала, нанесенного на подложку или ранее нанесенного слоя. Для того чтобы наплавленный слой правильно сцеплялся с предыдущим слоем, глубина проникновения расплавленной ванны d должна превышать толщину слоя h и соответствующим образом переплавить ранее нанесенный слой. Минимально возможное значение LF для установления контакта между двумя последовательными слоями равно 1, что указывает на глубину проникновения ( d ), равную толщине слоя ( h ). Однако этого контакта недостаточно для хорошего сцепления. Кэрролл и др. ²⁵ сообщил о 99,999% плотности части для прямого энергетического осаждения AM из Ti-6Al-4V, что указывает на надлежащее межслойное соединение. Соответствующий индекс LF был оценен в 1,15. Так, проникновение 15% толщины слоя в предыдущий слой свидетельствует о хорошем межслоевом сцеплении.

Трехмерная модель теплопередачи и потока жидкости используется для оценки глубины проплавления шести сплавов в диапазоне линейных тепловложений. На рисунке 1(c) в качестве примера показана рассчитанная ванна расплава для Ti-6Al-4V, а аналогичные результаты для других пяти сплавов показаны в дополнительном документе. На рис. 5(а) показана обратная зависимость между макропористостью в результате отсутствия дефектов плавления ^{26,27,28,29,30} и соответствующими расчетными значениями LF. При больших значениях LF ванна расплава глубже проникает в ранее осажденный слой, обеспечивая адекватное межслойное сцепление. На рис. 5(b) показана восприимчивость различных сплавов к дефектам непровара, на которые не влияет подвод тепла.