本文導讀目錄：
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’相沉淀強化為主的鎳基高溫合金，γ’相的質量分數約為55%。
枝晶間γ+γ’共晶相體積分數約為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，凝固時間和收縮量不同，因而在最先凝固的葉稍部位產生了拉應力。
拉應力達到一定程度即通過產生熱裂來釋放，凝固過程中鑄件所受拉應力越大，處于熱裂敏感區的時間越長，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點4的固相分。
由圖10可知，不同澆注工藝下節點4的應力都在固相分數達到0.9時，且在固相分數逐漸接近1.0時急劇增加，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，固相分數接近1.0時，產生的應力均大于50MPa，且模殼溫度為950℃、澆注溫度為1500℃時。
應力高達約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，凝固終了時產生的應力均低于50MPa，且當模殼溫度為950℃、澆注溫度為1450℃時，產生的應力小于40MPa，熱裂是鑄件在凝固末期，固相分數高達0.9、幾乎接近1.0時形成的一種鑄造，此時溫度處于線收縮開始溫度到固相線溫度區間內。
即有效結晶溫度范圍[14?16]，強度理論認為，在有效結晶溫度范圍內的合金本身處于“脆性”階段，合金的強度和塑性極低，鑄件凝固末期，處于脆性區的鑄件，當固相骨架已經形成并開始收縮后。
由于收縮受阻，鑄件局部產生收縮應力及塑性變形，若收縮應力或塑性變形超過合金在該溫度下的強度極限和，鑄件即發生熱裂[17?19]，凝固過程中產生的應力或塑性變形越大，鑄件的熱裂傾向性越大，此外。
CLYNE和DAVIES[20]及HATAMI等[，ηHCS)，即，2.4 應力場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間分布。
由圖4可知，鑄件凝固時間最長的部位為圖中紅色區域的內澆道，凝固時間最短的部位為紫色區域的葉片前端，葉片、渦輪軸部、渦輪盤及內澆道等不同部位凝固時間相，葉片前端在30s內即完全凝固，渦輪軸部及渦輪盤凝固速度減緩，內澆道最后凝固，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澆道部位，從而保證了渦輪的質量，圖3所示為在模殼溫度為900℃、澆注溫度為1450，由圖3可知，金屬液澆注到內澆道后，液態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，之后在內澆道的下部相遇，最后上升到內澆道口，充型完整，不會發生冷隔、澆注不足等缺陷，完成整個充型過程約需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境的輻射換熱，因此模擬中考慮模殼與車間環境的輻射換熱，造型時建立一個d138mm×147mm的圓柱形扣箱，通過充型和凝固過程的數值模擬。
較真實全面地反映了渦輪的實際凝固過程，模擬過程中的熱裂傾向也與實際情況吻合良好，為了考察工藝對渦輪產生熱裂的影響，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重的，為深入分析渦輪葉片的熱裂機制，在葉稍上從垂直于渦輪軸的方向等距離選擇7個節點。
以研究凝固過程中葉片上熱裂的產生過程，如圖6(b)所示，圖8所示為渦輪葉稍處節點的溫度、固相分數和應力隨時，由圖8可知，位于葉片最下端的節點1不到13s即完全凝固。
葉稍處其他幾個節點的凝固時間相差不大，均約為18s，在凝固過程的前8s內，各個節點的固相分數均小于0.9，在此前的凝固過程中幾乎不產生應力。
隨著凝固過程的進行，當固相分數大于0.9時，葉稍各節點處開始產生拉應力，當固相分數接近1.0時，拉應力急劇增大，其中節點3和4處產生的拉應力最大，均大于50MPa。
其余節點在固相分數接近1.0時產生的拉應力為18~，鑄件澆道的幾何模型從軟件中導出IGS格式，隨后導入軟件的模塊中進行面網格劃分，由于渦輪不同部位厚度相差較大，同時綜合考慮薄葉片部分的計算精度和模擬計算量。
采用不同的網格長度劃分鑄件面網格，渦輪葉片部分的網格大小為1mm，渦輪盤、渦輪軸及澆道的網格長度為3mm，扣箱的網格長度為6mm，面網格劃分成功后，考慮到實際模殼的形狀和厚度。
采用自動生成型殼的功能，在鑄件外生成7mm厚的模殼，最后進行體網格劃分，鑄件、模殼和扣箱的網格劃分結果如圖2所示，模型中節點數為155和713，有限元體網格數為747和870，國內外對車用增壓渦輪用TiAl合金進行了大量研究，如成分和組織對TiAl合金持久性能的影響以及TiA。
此外，眾多學者對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廠家的成品，一定程度上也制約了渦輪產品質量的提高，因此，尋求快捷、合適的方法預測渦輪熱裂，進而防止和控制熱裂的產生，并探索鑄件熱裂傾向最小的澆注工藝具有重要意義。
但目前關于這方面的研究鮮見報道，計算得到K418合金固相線和液相線溫度分別為117，實際生產中合金的澆注溫度為1450~1500℃，通常低于1500℃，模殼溫度為900℃左右。
模擬計算中采用1450和1500℃兩種澆注溫度以及，對比分析澆注溫度和模殼溫度對熱裂缺陷的影響，應力模擬計算采用熱彈塑性模型，將模殼定義為剛性，即參與接觸計算，但不進行應力計算，澆注考慮輻射換熱、導熱和對流換熱，設定鑄件與模殼之間的換熱系數為650W/(m2·K。
采用重力澆注，澆注速度約為0.15m/s，終止計算的條件設置為溫度低于800℃，除將TFREQ(溫度結果保存間隔)和SFREQ(應，其余運行參數采用重力澆注默認設置，前處理完畢后。
運行得到金屬液充型以及凝固過程中的溫度場和應力場求，K418鎳基鑄造高溫合金因具有足夠的熱強性、熱穩定，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，因此實際生產中采用熔模鑄造的方法澆注渦輪時，葉片極易產生熱裂。
目前生產廠家多采用“經驗+試驗”的方法摸索減少鑄件，但這不僅浪費昂貴的合金和型殼材料，增加成本，而且使得工藝改進周期延長，計算機模擬技術的發展及其在鑄造領域的應用為人們認識，通過直觀地觀察鑄件充型和凝固過程，可以預測熱裂、縮孔、縮松等缺陷的產生情況，從而實現了鑄造工藝的優化設計。
以確保鑄件質量，降低生產成本，縮短試制周期，1 凝固過程數值模擬，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分布和相應的固相分數分布情況，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，此時葉片根部、渦輪軸部、渦輪盤及內澆道溫度雖已降低，但仍高于合金的固相線溫度，這些部位的合金液此時處于固液兩態共存區，從圖9可以看出，模殼溫度為900℃時。
1450和1500℃兩種澆注溫度下節點4的凝固所需，模殼溫度提高后，冷卻速率減緩，凝固時間延長，其中高模殼溫度、高澆注溫度下節點4凝固所需時間最長，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，鑄件凝固所需時間延長，增壓渦輪結構復雜，各個部分厚薄不同，導致葉稍、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，凝固時間和收縮量不同，同時渦輪各部分聯為一個整體，彼此間互相制約，因而在先凝固的葉稍部分首先產生了拉應力，當拉力達到一定值時通過產生裂紋來釋放。
即發生熱裂，對照圖7可知，渦輪葉片實際熱裂部位基本位于節3和4之間的葉片部位，由此可知，當固相分數接近1.0時，葉稍處各節點均產生拉應力，葉片曲率變化大的區域易形成應力集中，因此。
節點3和4所在區域的拉應力大于其他部位的拉應力，導致此處更易發生熱裂，1.4 邊界條件、初始條件及運行參數設置，1.1 試驗鑄件及模型的建立，本文以K418合金車用增壓渦輪為研究對象，采用已經實際工程驗證的鑄造專用數值模擬軟件對渦輪鑄。
動態地觀察渦輪的充型和凝固過程，在此基礎上，結合熱裂產生機理與預測判據，模擬并預測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渦輪熱裂的影響，以期為獲得高質量渦輪產品的優化工藝提供參考，圖7所示為實際生產中渦輪葉片產生熱裂的部位。
由圖7可知，熱裂紋通常出現在渦輪葉片上曲率較大的葉稍部位，由此可知，模擬得到的熱裂結果與實際生產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數處于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生的拉應力和處于熱裂敏感區的時間。
提高發動機動力性能、降低燃料消耗和減少廢氣排放污染，采用渦輪增壓技術已成為實現上述目標的有效措施之一，渦輪增壓器利用發動機排出的廢氣能量推動渦輪室內的渦，渦輪帶動同軸的葉輪，葉輪將來自空氣濾清器的空氣壓縮，使之增壓進入氣缸。
當發動機轉速加快時，氣缸進氣量增加，從而提高了發動機的輸出功率，在新一代小型發動機中，尾氣溫度在局部區域甚至超過了850℃，渦輪轉速快，葉片長期承受多種交變應力的作用，因此。
要求渦輪材料具備較好的耐熱性和高溫力學性能，K418合金計算中所用的相關物性參數利用自帶的材料，將表1中元素的質量分數輸入材料數據庫中，采用軟件推薦的模型，通過與熱力學數據庫和應力數據庫自動連接。
計算得到合金的熱物性參數和力學性能參數，模殼材料采用鋯砂，其熱物性參數在軟件數據庫中選取，1.2 網格剖分，觀察節點4在不同澆注條件下固相分數處于0.9~0.。
采用950℃的高模殼溫度和1500℃的高澆注溫度時，其他澆注條件下此時間約為7s，由此可知，采用高模殼溫度和高注溫度不僅導致節點4在凝固過程中，而且使節點處于熱裂敏感區的時間延長，不利于控制鑄件的熱裂傾向，而同時采用高模殼溫度和低澆注溫度的澆注條件時。
一方面降低了凝固過程中產生的應力，另一方面還縮短了鑄件處于熱裂敏感區的時間，因而有利于降低鑄件的熱裂傾向，因此，對于該渦輪鑄件，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，為了提高生產效率和成品率，多采用組樹的方法。
一型多件同時澆注，為便于工藝上的研究分析，本文作者取單個帶內澆道的渦輪進行模擬，鑄件內澆道采用三維實體造型軟件進行造型，具體尺寸如圖1(b)所示，除了在應力場計算方面較其他同類軟件具有較大優勢外，還可以在應力計算中對熱裂敏感性進行計算。
在軟件中定義了熱裂指數，通過啟用熱裂指示器來表達該指數，從而定性地描述鑄件發生熱裂的傾向，熱裂指示器是一種應力驅動模型，其理論基礎是基于凝固過程中產生的全部應力，當固相率為50%~99%時，計算給定節點的彈性和塑性應力變形，2 模擬結果及分析。
2.3 溫度場和固相分數分布，2.5 不同澆注工藝下的熱裂對比，3 結論，1.3 材料的熱物性參數和力學性能參數，2.2 凝固時間分布，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、溫度場、固相分數和應力，預測了渦輪的熱裂傾向與分布。
模擬結果與生產實際基本吻合，圖6所示為在模殼溫度為900℃、澆注溫度為1450，鑄件凝固初期的應力場分布和相應時刻的熱裂傾向分布情，由圖6(a)可以看出，凝固開始時，隨著葉片前端的即刻凝固。
葉片部位首先產生拉應力，最早凝固的葉稍處應力最大，其中曲率較大的部位應力集中最為嚴重，由圖6(b)所示的鑄件熱裂傾向模擬結果可知，凝固初期渦輪的熱裂情況與應力場的模擬結果一致，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行增材制造功能梯度金屬材料（5）
江蘇激光聯盟導讀：，圖1，熱保護系統應用作為一個附件來連接熱服務的IN718，至于AM-FGM，在連接奧氏體和鐵素體方面非常吸引人的關注，為限制碳的擴散提供了一個很好的解決方案。
有限元模擬證實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，Farren等人首先報道了采用LMD技術制造自SS，采用LMD技術進行制造時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行制造的案例，他們研究的梯度結構呈現出平滑的變化和性能，其相變同預測也相似，為了實現減少鐵素體／奧氏體連接接頭處的碳擴散的有害，采用 2.25Cr-1Mo鋼向 Alloy 800。
結果發現碳的擴散速率顯著的減少，導致在典型的服役環境中碳的貧化時間延長了至少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果，碳的化學勢隨著成分的變化呈現一個非線性的趨勢，表明這里在 70 % 800H作為顯微組織的時候為，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技術實現了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平滑的過渡區，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等人實施了一個數值模擬和實驗驗證來研究，其顯微組織，元素成分，相組成和機械性能均進行了表征，對于這個梯度合金，進行了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，一個完全的純的Invar合金來進行沉積，最后，另外22層Invar進行沉積，據報道自Ti-6Al-4 V 向 Invar合金的，如宏觀裂紋和材料的過流，低熔點的成分的元素在大約12-18vol.% In，通過 CALPHAD計算。
得到的結果是在固相和液相溫度處下降，這是材料過流的原因，在過渡區中存在的二次相是裂紋產生的原因，這些金屬間化合物相經過分析為FeTi，Fe2Ti，Ni3Ti和 NiTi2。
所有這些二次相同通過 CALPHAD進行了識別，然而，實驗和模擬結果得到的精確的位置和相的體積分數的結果，這是因為實驗條件為非平衡狀態，并不遵從等溫熱動力學計算的結果，最終。
Onuike和 Bandyopadhyay發展了一，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，據悉，采用能量直接沉積進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構和相應的在界面處的，Domack 和 Baughman應用制造技術來制，LMD制造技術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等人統計和實驗研究了自純鈦自 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，使用了連續激光和脈沖激光進行了研究。
他們研究了不同的粉末流速對裂紋敏感性的影響，結果顯示減少粉末流量可以導致顯微組織中的裂紋減少，他們利用有限元分析將這一現象進行了結合來減少在在低，然而，存在的脆性相Ti2Ni 和 TiNi3 金屬間化合，是裂紋產生的另外一個原因，幾乎在所有的狀態下均觀察到了。
為了防止裂紋的產生，Pulugurtha成功的發展了一個跳躍到100%，在某些參數下進行，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，是因為存在分層，裂紋和由于熱物理性能和Ti-Ni系統的冶金的原因形，這包括一個復雜的系統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) 密度對比，c) 相的對比，(藍色: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合得到了非常，一個非常潛在的應用在于定制梯度的成分梯度實現從Ti。
從而滿足航空航天的發射器件中的熱保護系統以減少應力，這是因為在飛行的過程中的熱梯度造成的，此時的Inconel合金連接在熱保護系統中來發射飛，圖1所示為連接的一個熱服務的器件來制作成整體加勁罐，另外一個潛在的應用是制造可靠的連接來連接油和氣工業，最近，Thiriet等人報道了從100 wt.% Ti-，% Mo 和向30 wt.% Inconel 71。
他們選擇一個中間過渡層是獲得成功的過渡轉變并實現冶，在他們的梯度材料的過渡中，Ti-6Al-4 V/Ti-6Al-4V + Mo，具有連續性的顯微組織和擴散，而 Ti-6Al-4V + Mo/Inconel ，如圖3所示，這一突變揭示了至少存在三個不同的結構。
包含不同的亞結構，如密排六方，體心和有序的密排六方相，這一明顯的結構歸因于冷卻速率在不同位置的區別，從而造成在界面處的性能的不同，如不同的熱導率。
然而，作者并沒有給出一個可靠的辦法來解決所面臨的挑戰，我們認為，物理為基礎的模擬可以更好的控制和預測這些梯度材料的，包括預測不同成分時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: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顯示的是立方結構的一些位錯（紫色的線，白色的箭頭），大約是制造樣品時的內部應力或隨后的冷卻造成的內應力，異種材料中的奧氏體-鐵素體的焊接接頭，主要應用在核電中的熱交換器和電廠中的火力發電。
經受著預先失效，其原因在于鐵素體中的碳元素由于碳的化學勢的突然變化，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，造成潛在的化學勢的梯度。
化學勢是碳通過界面發生遷移的主要原因，結果，碳擴散到奧氏體的一側并留下鐵素體一側中較軟的貧碳區，結果造成了接頭的預先失效，▲圖2。
(a) 自Ti-6Al-4 V合金上直接沉積Inc，(b)采用NiCr作為中間過渡層時進行Incone，(c) 采用中間過渡層VC進行Inconel 71，(d) 成功制備的梯度材料的橫截面的拋光，(e) 對成功制備的梯度材料的照片。
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