Imprimibilidad y microestructura de energía dirigida depositada SS316l

Scientific Reports volumen 12, Número de artículo: 16600 (2022) Citar este artículo

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En el presente documento, se estudiaron los aspectos interrelacionados de la fabricación aditiva-microestructura-propiedad en la deposición de energía dirigida de múltiples materiales SS316L-IN718 a través de modelos numéricos y evaluación experimental. Para ello se utilizaron el concepto de imprimibilidad y los principios de solidificación. El análisis de imprimibilidad mostró que la sección SS316L es más susceptible al cambio de composición y falta de fusión, respectivamente, debido a la alta presión de vapor de equilibrio del manganeso y la pérdida de calor más eficiente en las capas iniciales. Sin embargo, la sección IN718 es más propensa a la distorsión debido a la formación de un charco de fusión más grande, con una tensión térmica máxima de 3,95 × 10−3 en la última capa. A medida que continúa el proceso, debido a la acumulación de calor y la extensión del baño de fusión, la velocidad de enfriamiento disminuye y el nivel de subenfriamiento aumenta, lo que da como resultado, respectivamente, una microestructura más gruesa y una mayor inestabilidad del frente de solidificación en la dirección de construcción, como también se observa en los resultados experimentales. . La diferencia es que la microestructura dendrítica de la sección IN718, debido a la reacción eutéctica L → γ + Laves, se forma a menor escala en comparación con la microestructura celular de la sección SS316L. Además, la disminución en la tasa de enfriamiento hizo que la fracción de fase secundaria en cada sección (ferrita delta en SS316L y Laves en IN718) aumentara casi linealmente. Sin embargo, el cálculo y la medición de la dureza mostraron resultados similares, aunque con la transición de SS316L a IN718 la dureza aumenta significativamente debido al mayor límite elástico de la matriz y la presencia de la fase intermetálica de Laves (~ 260 HV0.3), la dureza en cada sección disminuye ligeramente debido al engrosamiento de la microestructura desde la capa inicial hasta la final.

Hoy en día, muchas estructuras de ingeniería están compuestas de múltiples materiales. Esto se debe a que un solo material difícilmente puede satisfacer varios requisitos de servicio y rendimiento. Por lo tanto, a menudo es necesario usar materiales diferentes juntos. Esto ha llevado a la generalización del concepto de "estructuras multimateriales" en las ciencias de la ingeniería. Por lo tanto, se ha demostrado el papel de las estructuras de múltiples materiales y se han realizado muchos estudios sobre ellas en el pasado. Sin embargo, la evolución de la tecnología moderna de fabricación aditiva (AM), con ventajas distintivas como la capacidad de producir piezas complejas de forma casi neta integrada en un solo paso, la rentabilidad para la producción a pequeña escala y la personalización de alto nivel, ha eliminado muchos de las limitaciones de los métodos de fabricación convencionales y abrió nuevas dimensiones al desarrollo e investigación de multimateriales1,2. Del subconjunto de procesos de fabricación aditiva de metal como el sector de AM de más rápido crecimiento en la actualidad3, la deposición de energía dirigida (DED) y la fusión de lecho de polvo (PBF) son de interés en la fabricación de múltiples materiales. Sin embargo, DED se ha vuelto más popular debido a su mayor flexibilidad para cambiar la composición química durante el procesamiento4. Según los estudios realizados hasta el momento, los multimateriales metálicos procesados por DED se pueden clasificar según el tipo de aleación (principalmente aleaciones de Ti, Fe y Ni) y la estrategia de construcción (materiales bimetálicos, funcionalmente graduados e híbridos)5.

Los aceros inoxidables/superaleaciones a base de níquel son una de las combinaciones más utilizadas en las industrias energéticas críticas debido a su equilibrio costo-rendimiento adaptado a los requisitos del servicio6. Por tanto, dada esta problemática y las características inherentes a la FA, algunas de las cuales se han mencionado anteriormente, en los últimos años se han realizado diversas investigaciones sobre la fabricación aditiva de este tipo de multimateriales. Lin et al.7,8 estudiaron la evolución de la microestructura y la formación de fases en el conformado rápido por láser (LRF) de material clasificado SS316L/Rene88DT. Shah et al.9 investigaron el efecto de los parámetros de deposición directa de metal por láser (LDMD) en el desarrollo de la estructura graduada SS316L/IN718. Savitha et al.10 en un estudio sobre fabricación aditiva de materiales duales SS316/IN625 observaron que el límite elástico siempre es comparable al del componente más débil (SS316), mientras que Zhang et al.11 en un estudio similar obtuvieron el límite elástico y la resistencia a la tracción de muestras de gradiente cercanas a IN625 y SS316L, respectivamente. Carroll et al.12 en la determinación de la causa del agrietamiento en una estructura graduada fabricada a partir de SS304L e IN625 por DED, demostraron el papel de los monocarburos metálicos en forma de (Mo, Nb)C utilizando modelos termodinámicos mediante el cálculo de diagramas de fase (CALPHAD) método. Su et al.13 investigaron el efecto de varias composiciones de gradientes en la fabricación aditiva por láser de material de grado funcional SS316L/IN718. Informaron que la mejor combinación de propiedades mecánicas (resistencia a la tracción de 527,05 MPa y elongación de 26,21 %) se obtuvo con un paso de cambio de composición del 10 %. En otro estudio, Kim et al.14 observaron que la formación de defectos (poros y grietas) ocurre en ciertos rangos de composición química de la estructura SS316L/IN718 afectados por óxidos cerámicos y su posterior propagación en dirección a compuestos intermetálicos y de carburos. Además, las tensiones térmicas y residuales concentradas en los límites de grano exacerbaron la formación de estos defectos.

Una descripción general de los estudios anteriores sugiere que la mayoría de los esfuerzos se han centrado en el estudio experimental de un aspecto del procesamiento, la estructura y las propiedades (paradigma de los materiales) de los materiales múltiples de acero inoxidable/superaleaciones a base de níquel. Sin embargo, dada la importancia de todos los aspectos interrelacionados del paradigma de los materiales, una comprensión integral y la posibilidad de predecirlos en la fabricación aditiva de múltiples materiales puede conducir a un mejor marco para controlarlos. Además, el enfoque numérico puede proporcionar un camino más sencillo para lograrlo al reducir el tiempo y el costo invertido en varios experimentos. Por lo tanto, en el presente estudio, el concepto de capacidad de impresión se utilizó a través del modelado de elementos finitos para investigar los desafíos de procesamiento de acero inoxidable 316 con bajo contenido de carbono (SS316L)-Inconel 718 (IN718) multimaterial por DED. Además, los principios de solidificación fueron aplicados por los resultados del modelo para evaluar las características de la microestructura y estimar las propiedades del multimaterial. Además, se han utilizado estudios experimentales para apoyar y analizar mejor los resultados numéricos.

En el estudio numérico, se realizó el modelado de transferencia de calor durante el proceso de fabricación de la estructura multimaterial, que consta de 7 capas de aleación SS316L y 7 capas de aleación IN718, mediante el método de elementos finitos (FEM). Primero, se modeló la geometría de una deposición de una sola capa (Fig. 1a) y después de encontrar el tamaño de malla apropiado, el procedimiento de modelado se repitió utilizando la técnica de nacimiento y muerte de elementos para las capas posteriores hasta que se completó el diseño. Vale la pena señalar que las superficies de las capas depositadas se supusieron planas para simplificar. La ecuación que gobierna el problema (transferencia de calor transitoria) se puede expresar de la siguiente manera:

donde \(x\), \(y\) y \(z\) son las direcciones transversal, de construcción y de escaneo láser, respectivamente, y k es la conductividad térmica, \(T\) es la temperatura, \( \rho \) es la densidad, \({C}_{p}\) es el calor específico, \(t\) es el tiempo, y \(\dot{Q}\) es la tasa de generación de calor interno (aquí por cambio de fase). Además, la forma matricial de la ecuación diferencial. (1) se puede escribir de la siguiente manera:

donde, \(\left[L\right]\) y \(\left[D\right]\) son las matrices del operador diferencial vectorial y del coeficiente de conducción, respectivamente, que se expresan como:

(a) La geometría de la deposición de una sola capa (mm). El espesor de depósito se consideró de 0,8 mm de acuerdo con los resultados obtenidos en las evaluaciones experimentales. (b) El modelo de fuente de calor elipsoidal doble y sus parámetros.

Las condiciones iniciales y de contorno se expresan en las Ecs. (5) y (6), respectivamente:

donde \({T}_{a}\) es la temperatura ambiente (298 K), \(n\) es la superficie normal, \({h}_{c}\) es el coeficiente de convección, \(\sigma \ ) es la constante de Stephen-Boltzmann, \(\varepsilon \) es la emisividad y \(q\) es el flujo de calor generado por el rayo láser. Obviamente, para superficies distintas a las irradiadas por el rayo láser, la cantidad de flujo de calor (\(q\)) es cero en la ecuación. (6) y también se puede ignorar la pérdida de calor debido a la radiación (tercer término). Cabe señalar que, por conveniencia y para evitar la no linealización debido a la pérdida de calor por radiación, el tercer término en la ecuación. (6) y en lugar de \({h}_{c}\) se usó un coeficiente de transferencia de calor efectivo previamente desarrollado (\(h\))15, que es una combinación de ambos:

donde las unidades de \(h\) y \(T\) son W/m2 K y K, respectivamente.

Además, para modelar la fuente de calor del láser, debido a la necesidad de usar el modo de conducción del láser en el proceso AM y la observación experimental de la geometría del baño de fusión en la sección transversal, se consideró una distribución de densidad de potencia elipsoidal doble como se muestra en la Fig. 1b16. En este modelo, la distribución de la densidad de potencia en los cuadrantes delantero y trasero se define mediante las siguientes ecuaciones, respectivamente:

donde \(Q\) es la potencia efectiva del láser (W), \(v\) es la velocidad de exploración (m/s), y \(a\), \(b\), \({c}_{ 1}\) y \({c}_{2}\) son valores independientes para determinar cómo se distribuye el flujo de calor. \({f}_{f}\) y \({f}_{r}\) son las fracciones de calor para los cuadrantes delantero y trasero, respectivamente, con una relación de \({f}_{f}\ ) + \({f}_{r}\) = 2 entre ellos.

En este estudio, se empleó el software FEM ABAQUS v. 6.14 para resolver la ecuación gobernante de transferencia de calor. Para aumentar la precisión de la solución, las propiedades termofísicas en función de la temperatura para las aleaciones SS316L e IN718 se extrajeron de las referencias 17 y 18, respectivamente, y se definieron en el software. Además, para tener en cuenta la transferencia de calor debido al flujo de fluido en el baño de fusión, se supuso que la conductividad térmica de los materiales por encima de la temperatura solidus hasta 3000 K aumenta linealmente con un factor de aproximadamente tres19. La figura 2 muestra el sistema de malla que consta de elementos hexaédricos DC3D8 utilizados para el modelo final después del análisis de sensibilidad de la malla. Cabe señalar que debido a la simetría geométrica, solo se modeló la mitad (sección longitudinal) para reducir los cálculos. Además, dado que existe un gradiente térmico alto en la ruta de deposición, se utilizaron mallas más finas en esa zona, como se muestra en la Fig. 2. Finalmente, se utilizaron 191.808 elementos y 226.820 nodos para el modelado. Además, se utilizó la subrutina DFLUX del usuario de ABAQUS para aplicar el flujo de calor del láser según el modelo de distribución elipsoidal doble (Ecs. 8, 9) en función de la ubicación y el tiempo.

El sistema de malla utilizado para el modelo final (estructura de 14 capas).

Se utilizaron como materia prima polvos atomizados con gas SS316L e IN718 con diámetros promedio de 110 y 70 µm, respectivamente, y sustrato SS316L con dimensiones de 40 × 40 × 5 mm. Las composiciones químicas de los polvos se presentan en la Tabla 1. Una máquina de fabricación aditiva DED con especificaciones de láser de fibra de onda continua de 1 kW de longitud de onda de 1080 nm y diámetro de punto de ~ 1 mm (modelo YFL-1000, Centro Nacional de Láser de Irán), Se empleó una boquilla de cuatro canales que suministra polvo coaxial con el rayo láser, un alimentador de polvo doble (modelo PF 200, Noura, Irán), gas Ar portador y de protección, y una mesa CNC con 3 grados de libertad para fabricar la muestra de múltiples materiales.

La estructura multimaterial se fabricó de acuerdo con la Fig. 3a como una pared delgada unidireccional que consta de 7 capas de SS316L y 7 capas de IN718 bajo los parámetros de procesamiento presentados en la Tabla 2. Para validar el modelo FE, el historial térmico (temperatura- diagrama de tiempo) se registró durante el proceso utilizando un termopar tipo K (Fig. 3b) incrustado en el medio y debajo de la ruta de deposición. Los resultados se compararon con el historial térmico obtenido de la ubicación correspondiente en el modelo simulado. La figura 4 muestra la estructura multimaterial SS316L-IN718 fabricada según el diseño que se muestra en la figura 3a.

(a) Esquema de la estructura multimaterial (la ubicación del termopar: en el medio de la ruta de escaneo/deposición láser y 1 mm por debajo de la superficie del sustrato). (b) Termopar y registrador de datos utilizados para medir la temperatura durante el proceso.

(a) Vista frontal y (b) vista lateral de la estructura multimaterial SS316L-IN718 fabricada según la Fig. 3a.

Para estudiar las características metalúrgicas del material múltiple, se cortó una sección transversal de la longitud media de la estructura utilizando una máquina de descarga eléctrica (EDM) y después de preparar su superficie mediante métodos metalográficos estándar, se grabó manteniendo en 15 mL de solución de HCl + 5 mL de HNO3 durante 10 s. Se utilizó microscopía óptica (Olympus, Japón) y microscopía electrónica de barrido (FEI ESEM QUANTA 200, EE. UU.) para evaluar cualitativamente la microestructura y cuantificar sus características mediante el software ImageJ. Además, se realizó una evaluación semicuantitativa de la distribución de elementos constituyentes y la composición de posibles fases en la microestructura mediante un espectroscopio de energía dispersiva de rayos X (EDAX EDS Silicon Drift 2017, EE. UU.) utilizado en el SEM. Las variaciones de dureza en la dirección de construcción se midieron utilizando un probador de microdureza Vickers (Buehler, Japón) en la sección preparada a intervalos de cada 500 µm con una carga de 300 gf y un tiempo de permanencia de 10 s. Asimismo, se tomaron tres medidas de microdureza en cada altura de la estructura y se informó el valor medio para minimizar el error de medida.

El concepto de imprimibilidad es la capacidad de una aleación para resistir la distorsión, los cambios de composición química y la falta de fusión como defectos comunes en la fabricación aditiva de piezas metálicas20. Similar al concepto universal de soldabilidad en la ciencia de la metalurgia de la soldadura21, el desarrollo de la imprimibilidad puede facilitar la desafiante selección del proceso de impresión y sus parámetros para la(s) aleación(es) deseada(s) al establecer una base de datos integral y reducir el riesgo de defectos comunes sin costo adicional y tiempo22. En esta sección, después de validar el modelo FE y presentar los resultados iniciales, se examinarán la distorsión, los cambios en la composición química y la falta de defectos de fusión para el material múltiple.

La Figura 5 muestra una comparación de las historias térmicas obtenidas del modelo térmico y medidas por el termopar en la misma ubicación (en el medio de la longitud de deposición y 1 mm por debajo de la superficie del sustrato). Como puede verse, la diferencia aceptable entre los resultados numéricos y experimentales indica la precisión adecuada del modelo térmico y, por lo tanto, se puede confiar en otros resultados que se pueden derivar de él. La figura 6 muestra la sección longitudinal de charcos de fusión simulados para capas uniformes en la estructura de varios materiales SS316L-IN718. Lo que se puede entender es que a medida que avanza el proceso, el tamaño del baño de fusión, el grado de refundición de las capas previamente depositadas y la temperatura máxima aumentan, lo que es de esperar dada la física del problema. Los fenómenos mencionados se pueden atribuir a dos factores: (a) la reducción del efecto disipador de calor por parte del sustrato a medida que avanza el proceso (acumulación de calor) y (b) la diferencia en las propiedades térmicas de las aleaciones base, como una cierta diferencia en su rangos de temperatura de solidificación (SS316L: 1460–1420 ℃ e IN718: 1336–1260 ℃). Lo importante es la influencia de estos factores en los indicadores de imprimibilidad y los aspectos microestructurales del multimaterial, que se analizan en esta sección y la siguiente, respectivamente.

Comparación de historias térmicas obtenidas del modelo FE (rojo) y mediciones experimentales (azul) en la misma ubicación.

Campo de temperatura (℃) y charco de fusión simulado (zona gris) en la mitad de la longitud de las capas (a) 2, (b) 4, (c) 6, (d) 8, (e) 10 y (f) 12

La distorsión térmica durante el proceso depende de las propiedades de la aleación y los parámetros del proceso. La tendencia a la distorsión se puede calcular utilizando el criterio de máxima deformación térmica. Recientemente, se ha desarrollado un parámetro de deformación térmica no dimensional, \({\varepsilon }^{*}\) (representativo de la deformación térmica máxima), en función de las propiedades de la aleación y los parámetros del proceso, basado en el teorema π de Buckingham20:

donde \(\beta \) es el coeficiente de expansión de volumen, \(\Delta T\) es la diferencia entre la temperatura máxima y la temperatura ambiente, \(t\) es el tiempo de deposición, \(H\) es la entrada de calor por unidad de longitud, \(EI\) es la rigidez a la flexión y \(\rho \) es la densidad de la aleación. El número de Fourier \(F\), que representa la relación entre la transferencia de calor y la acumulación de calor, también se puede reescribir como \(\alpha /vw\), donde \(\alpha \) es el coeficiente de difusión térmica, \(v \) es la velocidad de exploración del haz, y \(w\) es la longitud del baño de fusión. Como se puede ver en la Fig. 7, con un número creciente de capas, la tensión térmica generalmente aumenta debido al debilitamiento de la transferencia de calor desde el baño de fusión al sustrato y, en consecuencia, a la mayor diferencia de temperatura (\(\Delta T\)). Lo que es más importante, al cambiar el material de SS316L a IN718, el aumento de la tensión térmica es más notorio y va acompañado de una mutación, cuya razón puede atribuirse a la diferencia de propiedades de las dos aleaciones. Como se mencionó anteriormente, la aleación IN718 con un rango de temperatura de solidificación más bajo da como resultado un baño de fusión más grande (compare la Fig. 6d-f con (a-c)). En otras palabras, con un aumento completamente diferente en la longitud del baño de fusión (\(w\)), el número de Fourier mucho más pequeño (\(F\)) se coloca en la ecuación. (10). Por lo tanto, se acumula una mayor tensión térmica en la sección IN718 de la estructura multimaterial. Esto indica que la sección IN718 es más sensible a la tensión térmica y se le debe dar prioridad al ajustar los parámetros del proceso de AM para reducir la tensión térmica según la ecuación. (10).

Parámetro de deformación térmica (\({\varepsilon }^{*}\)) variaciones en diferentes capas de estructura multimaterial.

Dado que algunos elementos de aleación tienen una presión de vapor más alta que otros, la vaporización selectiva de los elementos de aleación en AM es muy probable, lo que puede provocar un cambio considerable en la composición química de la aleación y, por lo tanto, una disminución de sus propiedades, como resistencia, dureza y corrosión. resistencia. La ecuación de Langmuir se puede utilizar para estimar los flujos de vaporización de los elementos de aleación, \({J}_{i}\)20:

donde \({P}_{i}\) es la presión de vapor del elemento \(i\) sobre la aleación, \({M}_{i}\) es el peso molecular del elemento \(i\), \(R\) es la constante de los gases, \(T\) es la temperatura y \(\lambda \) (= 0,05) es una fracción positiva relacionada con la condensación de átomos vaporizados. Además, la siguiente ecuación se puede usar para calcular la cantidad de material vaporizado, \(\Delta {m}_{i}\):

donde \(v\) es la velocidad de exploración del haz, \(L\) es la longitud de deposición y \({A}_{s}\) es el área superficial del baño de fusión. Dado el volumen de material depositado (\(V\)), el porcentaje en peso del elemento \(i\) después de la vaporización (\({W}_{f}\)) se puede obtener mediante la ecuación. (13):

donde \(\rho \) es la densidad y \({W}_{i}\) es el porcentaje de peso inicial del elemento \(i\) en el polvo. La Figura 8 muestra el cambio de composición de los elementos de aleación más volátiles (Mn en SS316L y Cr en IN718) en diferentes capas de la estructura multimaterial debido a la vaporización durante el proceso DED. En cada sección, a medida que aumenta el número de capas, aumenta la pérdida de elementos de aleación por vaporización debido a la mayor temperatura máxima. Sin embargo, a pesar de las temperaturas más altas experimentadas en la sección superior del material múltiple (es decir, IN718), el cambio de composición en la sección SS316L es más severo para el elemento Mn debido a su mayor presión de vapor de equilibrio. Se puede concluir que en la estructura multimaterial, la sección SS316L es más susceptible al cambio de composición, y para minimizarlo, se le debe dar prioridad en el control de los parámetros del proceso de acuerdo con la Eq. (13).

Cambio de composición debido a la vaporización de elementos con la mayor presión de vapor en diferentes capas de la estructura multimaterial.

Aunque la profundidad de penetración se ve afectada por las condiciones de procesamiento, diferentes aleaciones en las mismas condiciones de procesamiento muestran diferentes profundidades de penetración debido a sus propiedades termofísicas únicas, lo que indica una susceptibilidad diferente de cada una a la falta de defectos de fusión. La fusión suficiente y la unión adecuada entre capas se pueden medir mediante el índice simple de falta de fusión, \(LF\)20:

donde \(d\) es la profundidad de penetración del baño de fusión, y \(h\) es el espesor de la capa depositada. Para obtener una correcta unión entre las capas, la profundidad de penetración debe ser siempre mayor o igual al espesor de la capa o, en otras palabras, LF debe ser mayor o igual a 1. El aumento de las dimensiones del baño de fusión en las capas superiores del multi- material, que se puede ver en la Fig. 9a por los dos indicadores de longitud y profundidad del baño de fusión, reduce la probabilidad de falta de fusión. Por lo tanto, como muestra la Fig. 9b, el índice de falta de fusión (\(LF\)) tiene una tendencia creciente a medida que aumenta el número de capas debido a la acumulación de calor, y más específicamente, en la transición de SS316L a IN718, esta tendencia es se distingue por una mayor pendiente debido al menor rango de temperatura de solidificación de IN718. En otras palabras, en la sección SS316L y especialmente en las capas iniciales, es más probable que ocurra un defecto de falta de fusión, lo que resulta en una unión inadecuada entre las capas. Por lo tanto, esta sección de la estructura multimaterial juega un papel decisivo en el ajuste de los parámetros del proceso según la ecuación. (14) para lograr una estructura integrada sin falta de fusión.

Las variaciones de (a) la longitud y la profundidad de la piscina derretida y (b) el índice \(LF\) en la dirección de construcción.

La Figura 10a muestra los ciclos térmicos en la mitad de la longitud de las capas 2, 4, 6, 8, 10, 12 y 14. Los ciclos térmicos son únicos para cada capa (por ejemplo, en términos de temperatura máxima y tiempos de recalentamiento), que pueden juegan un papel importante en la determinación de las características de las capas, especialmente en la escala micro. Para comparar y discutir mejor, se utilizó la derivada temporal de la temperatura para cada ciclo térmico (como en la Fig. 10b para el ciclo térmico de la capa 2) para obtener indicadores cuantitativos, como la velocidad de enfriamiento.

(a) Ciclos térmicos en la posición media de las longitudes de las capas 2, 4, 6, 8, 10, 12 y 14. (b) La derivada de primer orden de la temperatura con respecto al tiempo para el ciclo térmico de la capa 2 en un).

La figura 11a muestra la velocidad de enfriamiento promedio en el rango de solidificación para cada capa. Como era de esperar, a medida que aumenta la altura de la estructura, la velocidad de enfriamiento disminuye en la dirección de construcción debido a la acumulación de calor y la extensión del baño de fusión. Además, los cambios en el espaciamiento de los brazos celular/dendrítico \(\lambda \) (µm) se pueden anticipar de acuerdo con la tasa de enfriamiento promedio en cada capa usando la siguiente ecuación:

donde \(CR\) es la velocidad de enfriamiento (K/s), y \(b\) y \(n\) son las constantes del material con valores de 80 y 0,33 para acero inoxidable y 39,8 y 0,3 para superaleaciones a base de níquel , respectivamente23. Como se muestra en la Fig. 11b, de acuerdo con los resultados obtenidos de las micrografías de las capas correspondientes (Fig. 12), el tamaño de la microestructura (es decir, el espacio entre los brazos celular/dendrítico, \(\lambda \)), en las secciones SS316L e IN718 aumentó independientemente de una capa a otra en la dirección de construcción, debido a la reducción de la velocidad de enfriamiento y, como resultado, más tiempo para el crecimiento. Sin embargo, debido a la ocurrencia de la reacción eutéctica L → γ + Laves en la sección IN718 (Fig. 12d–f), que se explicará con más detalle, se formó una microestructura más fina en las capas 8–14, a pesar de seguir lo mencionado anteriormente. tendencia. También cabe destacar que en estudios similares anteriores se ha observado una microestructura muy fina en el rango de 3 a 10 micras23,24.

Las variaciones de (a) la tasa de enfriamiento en el rango de solidificación y (b) el tamaño de la microestructura (es decir, separación entre brazos celulares/dendríticos, \(\lambda \)) en la dirección de construcción.

La microestructura de la sección transversal de las capas SS316L: (a) 2, (b) 4, (c) 6 y capas IN718: (d) 8, (e) 10 y (f) 12. Las flechas numeradas muestran los diferentes contrastes seleccionados para el análisis EDS y las posibles fases.

Por otro lado, al determinar el gradiente de temperatura (\(G\)) a través del modelo numérico para cada capa en la dirección de construcción y teniendo la tasa de enfriamiento en la posición relevante, la velocidad de avance del frente de solidificación o tasa de solidificación (\ (R\)) también se puede calcular para cada capa (\(CR=G\cdot R\)). La figura 13a muestra que en las capas superiores el gradiente de temperatura disminuye y la tasa de solidificación aumenta debido a la acumulación de calor. Dichos cambios a lo largo de la altura de la estructura, al disminuir la relación \(G/R\) (Fig. 13b) pueden conducir a un aumento del subenfriamiento y por lo tanto a una mayor inestabilidad del frente de solidificación según la siguiente desigualdad25:

donde \({m}_{L}\), \({C}_{s}^{*}\), \({k}_{0}\) y \({D}_{L }\) son la pendiente de la línea de liquidus, la composición sólida en la interfaz, el coeficiente de distribución y el coeficiente de difusión en la masa fundida, respectivamente. Aunque los cálculos termodinámicos pueden hacer una evaluación más precisa, al cambiar el material a IN718 rico en varios elementos de aleación, especialmente con coeficientes de distribución bajos (molibdeno y niobio), el \({C}_{s}^{*}\) y Las variables \({k}_{0}\) en el lado derecho de la desigualdad (16) aumentan y disminuyen respectivamente, las cuales, además de la disminución en la relación \(G/R\), causan una mayor inestabilidad de el frente de solidificación según la desigualdad. Como se puede observar al comparar las micrografías presentadas en la Fig. 10, la morfología de solidificación en las capas 1 a 7 (sección SS316L) es celular y en las capas 8 a 14 (sección IN718) es dendrítica. Sin embargo, en la interfaz casi libre de defectos de las capas adyacentes, como se muestra en la Fig. 14a, b para la interfaz entre las capas 7 y 8, se observa una solidificación plana en una distancia corta de menos de 10 µm. Es contrario a la regla general, que puede deberse a un mayor gradiente de temperatura local en la interfaz de dos capas adyacentes que las áreas internas de cada capa. También es digno de mención aquí que el efecto de dilución entre capas adyacentes ha llevado a una ligera desviación del diseño primario de múltiples materiales y la formación de una zona de transición y una especie de gradación en la interfaz de las dos aleaciones, que se puede observar por análisis de línea EDS en la Fig. 14c y como se informó en algunos estudios previos10,11.

Las variaciones de (a) gradiente de temperatura (\(G\)) y tasa de solidificación (\(R\)) y (b) subenfriamiento (\(G/R\)) en la dirección de construcción.

(a) Microestructura óptica de la interfaz entre las capas 7 y 8. (b) Micrografía SEM del área especificada en (a). La distancia entre las dos líneas discontinuas en (b) muestra el rango de solidificación plana. ( c ) Análisis de línea EDS a lo largo de la ruta especificada en ( b ) que muestra la zona de transición en la interfaz.

Otro rasgo característico de la microestructura de cada capa es su distribución química y composición de fases. La figura 15 muestra un conjunto de resultados de análisis EDS de áreas con diferentes contrastes en las microestructuras presentadas en la figura 12 (flechas numeradas). Teniendo en cuenta los resultados y combinándolos con estudios previos26,27, la microestructura de múltiples materiales en la sección SS316L consiste principalmente en fase austenita y una pequeña cantidad de fase de ferrita delta (δ) en las regiones intercelulares (Fig. 15a,b, respectivamente ). Además, en la sección IN718, la microestructura consta de la fase de matriz gamma (γ) y el compuesto intermetálico de Laves en las regiones interdendríticas (Fig. 15c, d, respectivamente). De hecho, durante la solidificación sin equilibrio en ambas secciones, los elementos con coeficientes de distribución más bajos (Cr, Mo y Si en SS316L y Nb, Mo, Si y Ti en IN718) se segregaron en las regiones intercelulares/dendríticas, y al proporcionar la fuerza motriz necesaria, han conducido a la nucleación y crecimiento de las mencionadas fases secundarias en las etapas finales de solidificación. Sin embargo, el tamaño y la distribución de las fases secundarias no son uniformes debido a las diferentes velocidades de enfriamiento durante la solidificación en diferentes capas. Como se puede ver en la Fig. 16, la fracción de ferrita y fases de Laves en las capas 2–6 y 8–12, respectivamente, aumentó casi linealmente con la disminución de la velocidad de enfriamiento. Esto se debe a que, al reducir la velocidad de enfriamiento, se proporciona más tiempo para la difusión de los elementos de aleación y, por lo tanto, para su microsegregación. Cabe señalar que los ciclos térmicos provocados por la deposición de capas posteriores no tienen un efecto significativo sobre las fases secundarias resultantes de la solidificación por difusión del estado sólido, debido a que no se proporciona la temperatura y el tiempo necesarios para modificarlas o disolverlas28.

Los resultados del análisis químico y las posibles fases de la posición de la punta son las flechas (a) 1 y (b) 2 en la Fig. 12c y las flechas (c) 3 y (d) 4 en la Fig. 12f.

Variaciones en la fracción de ferrita y fases de Laves con la velocidad de enfriamiento (durante la solidificación) en diferentes capas y el análisis de regresión lineal de cada una.

Es posible predecir la distribución de la dureza a lo largo de la estructura utilizando los resultados del análisis térmico y las siguientes relaciones:

donde en la Ec. (17), conocida como relación Hall-Patch, \({\sigma }_{y}\), \({\sigma }_{0}\), \(k\) y \({d} _ {g}\) son el límite elástico (MPa), el esfuerzo de fricción (MPa), el parámetro de bloqueo (Mpa µm−1/2) y el tamaño de grano (µm), respectivamente. No hay duda de que el tamaño de grano es diferente del tamaño de celda/dendrita de la estructura de solidificación, pero para las muestras fabricadas aditivas, se ha observado una buena compatibilidad en la relación Hall-Patch cuando el tamaño de grano (\({d}_{ g}\)) se reemplaza con tamaño de celda/dendrita (λ)24. Por lo tanto, en esta predicción se utilizó el tamaño de la célula/dendrita en lugar del tamaño del grano. Las constantes \({\sigma }_{0}\) y \(k\) también se consideraron de 194 MPa y 695 Mpa µm-1/2 para SS316L29 y 325 MPa y 750 Mpa µm−1/2 para IN71830 , respectivamente. En la ecuación. (18), \(HV\) y \(m\) son la dureza Vickers (kgf/mm2) y el índice de Mayer, respectivamente, y \(m\) se consideró de 2,25 para ambas aleaciones24. La Figura 17 ilustra la distribución de la microdureza a lo largo de la sección transversal de la estructura multimaterial mediante medición experimental y cálculo numérico. Como se muestra, existe una buena correlación entre los resultados obtenidos con los dos métodos, aunque la influencia de otros mecanismos de fortalecimiento (solución sólida y fortalecimiento de la fase secundaria) que no se incluyen directamente como términos independientes en la ecuación. (17), puede considerarse como la razón de la diferencia entre los resultados numéricos y experimentales, especialmente en la sección IN718. Otra explicación es que, en la sección SS316L, a pesar de la caída de dureza esperada de las capas 1 a 7 debido al aumento en el tamaño de la microestructura, es casi uniforme. Esto puede deberse a la competencia equitativa entre los dos mecanismos de reducción de la dureza (engrosamiento de la microestructura) y aumento de la dureza (refuerzo de la fase de ferrita al disminuir la velocidad de enfriamiento) en esta sección al aumentar la altura de la estructura. Sin embargo, con la transición a la sección IN718, la dureza aumenta significativamente debido al mayor límite elástico de la fase matriz y la presencia de la fase intermetálica de Laves, y luego disminuye ligeramente con el engrosamiento de la microestructura en las capas 8-14.

Variaciones de microdureza a lo largo de la sección transversal de la estructura multimaterial.

En esta investigación, con el objetivo de lograr una comprensión integral y la posibilidad de predecir diferentes aspectos del paradigma de los materiales en la fabricación aditiva de multimateriales, se estudió la capacidad de impresión y la evolución de la microestructura del multimaterial SS316L-IN718 fabricado mediante el método de deposición de energía dirigida. a través de modelos numéricos y análisis experimental. Los principales resultados son los siguientes:

El análisis de imprimibilidad del multimaterial mostró que, en general, los defectos de distorsión y cambio de composición son más pronunciados al aumentar el número de capas debido a la acumulación de calor. Por el contrario, es más probable que ocurra falta de fusión en las capas iniciales debido a una pérdida de calor más eficiente a través del sustrato.

Debido a la diferencia en las propiedades termofísicas de los materiales base, la sección IN718 con una deformación térmica máxima de 3,95 × 10−3 en la última capa es más sensible a la distorsión y, por otro lado, la sección SS316L con una vaporización de más del 0,9% del elemento Mn en la sexta capa y también la falta de índice de fusión cercano a 1 en las capas iniciales es más susceptible al cambio de composición y falta de fusión.

Aunque con el progreso del proceso de deposición se forma una estructura de solidificación más gruesa debido a la reducción de la velocidad de enfriamiento, se demostró experimental y numéricamente que la ocurrencia de la reacción eutéctica L → γ + Laves en la sección IN718 hace que esta regla sea discriminado por una microestructura más fina en las capas 8-14, a pesar de seguir la tendencia general.

El cálculo de la relación entre el gradiente de temperatura (\(G\)) y la tasa de solidificación (\(R\)) en la dirección de construcción y la comparación con las microestructuras relevantes mostró que la solidificación celular de la sección SS316L se puede separar de la solidificación dendrítica de la sección IN718 al disminuir la relación \(G/R\) (aumentando el subenfriamiento) a aproximadamente 55 K s/mm2, además de la influencia de aumentar la concentración de elementos de aleación con bajos coeficientes de distribución. Sin embargo, también es visible un modo de solidificación planar muy estrecho en la interfaz de las capas adyacentes debido al gradiente de temperatura local más alto.

La fracción de fases secundarias (ferrita delta en SS316L y Laves en IN718) resultantes de la solidificación fuera del equilibrio en las regiones intercelulares/dendríticas aumenta casi linealmente (con diferentes pendientes) debido a la reducción de la velocidad de enfriamiento en la dirección de construcción de la multi- material.

La predicción y medición de la dureza en la dirección de construcción mostró de manera similar la dureza más alta en la sección IN718 (~ 260 HV0.3) debido a la mayor resistencia a la fluencia de la matriz y la presencia de la fase intermetálica de Laves. Sin embargo, las variaciones de dureza en cada sección multimaterial con un número creciente de capas, debido al engrosamiento de la microestructura (factor de reducción de dureza) junto con el refuerzo de la fase secundaria (factor de aumento de dureza), ha sido leve y algo decreciente.

Todos los datos generados o analizados durante este estudio se incluyen en este artículo publicado.

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Los autores desean agradecer el apoyo financiero de esta investigación por parte de la Fundación Nacional de Ciencias de Irán (Subvención no. 99011515).

Departamento de Ingeniería de Materiales, Universidad Tarbiat Modares (TMU), PO Box 14115-143, Teherán, Irán

Reza Ghanavati y Homam Naffakh-Moosavy

Facultad de Artes, Ciencias y Tecnología, Universidad de Northampton, Northampton, NN1 5PH, Reino Unido

mahmud moradi

Departamento de Ingeniería Mecánica, Universidad Estatal de California, Los Ángeles, CA, 90032, EE. UU.

Mohsen Eshraghi

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RG escribió el texto del manuscrito principal y HN-M. supervisó la investigación. Todos los autores revisaron el manuscrito.

Correspondencia a Homam Naffakh-Moosavy.

Los autores declaran no tener conflictos de intereses.

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Reimpresiones y permisos

Ghanavati, R., Naffakh-Moosavy, H., Moradi, M. et al. Imprimibilidad y microestructura de energía dirigida depositada en multimaterial SS316l-IN718: modelado numérico y análisis experimental. Informe científico 12, 16600 (2022). https://doi.org/10.1038/s41598-022-21077-8

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Recibido: 06 Abril 2022

Aceptado: 22 de septiembre de 2022

Publicado: 05 octubre 2022

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

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