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鎳鈦合金增材制造工藝圖的預(yù)測分析建模與實(shí)驗(yàn)驗(yàn)證(2)

3D打印前沿
2022
04/12
13:23
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評(píng)論
來源:江蘇激光聯(lián)盟

導(dǎo)讀:本文探討了鎳鈦合金增材制造工藝圖的預(yù)測分析建模與實(shí)驗(yàn)驗(yàn)證。本文為第二部分。

3. 結(jié)果和討論
3.1. 熔池尺寸的分析預(yù)測
圖3(a)顯示了溫度等值線圖和熔池邊界(由黑線表示)的示例,其中250 W激光功率和1250 mm / s掃描速度產(chǎn)生的熱輸入。根據(jù)E-T模型解析解的熱結(jié)果,可以計(jì)算熔池尺寸。熔池寬度和長度作為激光功率(P)和掃描速度(v)的函數(shù)分別如圖3(b)和(c)所示?梢钥闯,熔池的寬度和長度隨著激光功率的增加或掃描速度的降低而增加(圖3(b)和(c)),這意味著P和v都是對(duì)熔池構(gòu)型和各激光軌跡內(nèi)的熱場有顯著影響的參數(shù)。



圖 3(a)溫度等值線(用g繪制)和熔池邊界(用黑色實(shí)線表示)的橫截面圖來自 E-T 模型;(b)熔池寬度和(c)長度作為激光功率和掃描速度的函數(shù)。

為了驗(yàn)證E-T模型的準(zhǔn)確性,進(jìn)行了實(shí)驗(yàn)驗(yàn)證。圖4(a)說明了E-T模型在預(yù)測熔池寬度方面的適用性,而圖4(e)–(h)顯示了熔池寬度的實(shí)驗(yàn)結(jié)果,可以看出,該結(jié)果與從分析溶液中獲得的值非常匹配。熔池寬度的最小和最大預(yù)測誤差分別為~3%和~9%,這表明E-T模型預(yù)測熔池寬度的合理準(zhǔn)確性。圖4(b)顯示,E-T模型(帶有實(shí)心桿符號(hào)的紅色虛線)低估了熔池深度。由于Eagar-Tsai模型旨在描述傳導(dǎo)模式激光熔化并假設(shè)恒定的熱物理性質(zhì),如果L-PBF從熱傳導(dǎo)變?yōu)殒i孔模式,則很難獲得準(zhǔn)確的熔池深度估計(jì),特征為高能輸入條件。如圖4(b)所示,G-S模型(帶有開放圓圈的紫色虛線)在預(yù)測熔池深度方面比E-T模型具有更好的精度。G-S模型預(yù)測的深度與實(shí)驗(yàn)測量的深度之間的最大偏差約為23%,這大大低于E-T預(yù)測深度的約50%的偏差。因此,G-S 模型進(jìn)一步用于預(yù)測熔池深度。由G-S模型預(yù)測的具有各種激光功率和掃描速度的熔池深度如圖4(c)所示。



圖4 E-T模型和G-S模型預(yù)測的熔體池(a)寬度和(b)深度的實(shí)驗(yàn)測量比較;(c)基于G-S模型,熔池深度與激光功率和掃描速度的關(guān)系;(d)匙孔誘導(dǎo)的孔隙形成過程圖;(e)-(h)用相同的激光功率和不同的掃描速度制備的L-PBF鎳鈦諾的截面,顯示熔池特性。

由于難以測量熔池長度,并且缺乏文獻(xiàn)中的可用數(shù)據(jù),因此很難在計(jì)算結(jié)果和實(shí)驗(yàn)結(jié)果之間進(jìn)行直接比較。正如Prompoppatum等人報(bào)道的那樣,如果在E-T模型中僅使用室溫?zé)釋傩,并且溫度與熱擴(kuò)散率之間存在正相關(guān)關(guān)系,則熔池長度將被高估。他們提出了一個(gè)校正因子來補(bǔ)償缺乏溫度依賴性屬性,從而提高了熔池長度的預(yù)測精度。遵循類似的策略,并考慮到熔池周圍的粉末具有接近熔點(diǎn)的事實(shí),在E-T模型中使用了鎳鈦諾的高溫(接近熔點(diǎn)的1500 K)熱特性來提高預(yù)測準(zhǔn)確性。熔池長度的驗(yàn)證將結(jié)合球狀現(xiàn)象在第3.3節(jié)中進(jìn)一步討論。

3.2.處理地圖和實(shí)驗(yàn)驗(yàn)證

如上所述,該分析方法可以合理準(zhǔn)確地估計(jì)熔池尺寸和匙孔的發(fā)生。因此,結(jié)合2.1節(jié)介紹的缺陷形成準(zhǔn)則和分析方法預(yù)測的熔體池尺寸,可以繪制出鎳鈦合金L-PBF的加工圖。圖5描述了具有四種線性能量密度條件的處理圖。不同加工條件下制備的Nitinol試樣的實(shí)驗(yàn)結(jié)果見表2,如圖5所示。



圖5 鎳鈦諾l - ppbf的處理圖,顯示了不同處理參數(shù)制作的樣品的實(shí)驗(yàn)數(shù)據(jù)的位置。

根據(jù)這些加工窗口(圖5),激光功率應(yīng)在50-320 W的范圍內(nèi),以允許制造全致密的鎳鈦諾零件。除了創(chuàng)建無缺陷零件外,還應(yīng)考慮構(gòu)建率(BR)。

根據(jù)第2.1節(jié)中介紹的缺陷標(biāo)準(zhǔn),鎖孔引起的孔隙和球體主要取決于熱輸入相關(guān)參數(shù)(激光功率,掃描速度和激光束大。┖蜔嵛锢硇再|(zhì)。對(duì)于鎳鈦諾和恒定的激光束直徑為80μm,鎖孔誘導(dǎo)的孔隙和球的制度可以通過激光功率和掃描速度來確定。因此,鎖孔誘導(dǎo)的孔(左上角)和球狀(右上角)有固定的機(jī)制,如圖5所示。

熔融的缺乏取決于熔池尺寸(與激光功率和掃描速度有關(guān))、艙口距離和層厚度。因此,這些參數(shù)可用于確定處理圖中缺乏融合邊界(如圖5所示)。

圖5(a)顯示,隨著艙口距離的增加(從100到140μm),完全致密區(qū)域變窄,同時(shí)保持30μm的恒定層厚度,樣品A1,A2和A3在加工圖中共享相同的位置(圖5(a)),因?yàn)樗鼈兪怯孟嗤募す夤β?50 W和1250 mm / s的掃描速度制造的。圖5(a)接近球狀和缺乏融合的邊界。

圖5(b)顯示了樣品A4、A5和A9的處理圖,其艙口距離從120到187μm不等,掃描速度較低,為800 mm/s(與圖5(a)中的1250 mm/s相比)。可以看出,全致密區(qū)域隨著艙口距離的增加而減小。樣品A9屬于缺乏融合狀態(tài)(圖5(b)中黑色虛線包圍的純綠色區(qū)域)。

如圖5(c)所示,一旦選擇了剖面線距離和層厚度,就可以確定完全致密區(qū)域(純綠色區(qū)域)的邊界。A3、A5 和 A7 的位置取決于施加的線性能量密度。

圖5(d)顯示了與艙口距離和層厚度同時(shí)變化相對(duì)應(yīng)的處理圖。h = 120和t = 75μm的完全致密區(qū)域由藍(lán)線表示(圖5(d)),h = 140和t = 60μm的區(qū)域由黑色破折號(hào)線表示(圖5(d))。樣品 A6 和 A8(在加工圖中共享相同位置,并以白色標(biāo)記)以 250/500 (J/mm)的高線性能量密度制造,并且都容易受到鎖孔誘導(dǎo)的孔隙形成的影響(圖 5(d))。



第一種成球現(xiàn)象的示意圖,其特征是由有限的液體形成引起的粗球形燒結(jié)團(tuán)。

液相的形成量取決于燒結(jié)系統(tǒng)的工作溫度,在單線掃描時(shí),由激光功率和掃描速度兩個(gè)主要參數(shù)控制。在一定的掃描速度下,超固相燒結(jié)溫度隨著激光功率的降低而降低,導(dǎo)致液相的生成量減少。因此,液固混合物的粘度變得相當(dāng)高,妨礙了液體流動(dòng)和顆粒重排。這反過來又降低了液體與固體顆粒結(jié)合時(shí)的整體流變性能。因此,每個(gè)光點(diǎn)輻照區(qū)的熔融物質(zhì)傾向于聚集成一個(gè)單獨(dú)的粗化球體,其直徑約為激光束的直徑。這種球化現(xiàn)象的起始過程如上圖所示。在這種情況下,相鄰球之間無法獲得有效的結(jié)合,因?yàn)橛邢薜囊后w量阻止了金屬團(tuán)聚體之間燒結(jié)頸的充分生長。另一方面,低激光功率導(dǎo)致熔體過冷度受限。因此,這些固化球的表面層形成了粗化、不連續(xù)的枝晶結(jié)構(gòu),這是激光燒結(jié)粉末的固有弱點(diǎn)。

為了定量評(píng)價(jià)L-PBF NiTi零件的致密化程度,將相對(duì)密度為99%的閾值定義為較好的致密化水平。如圖6所示,A2和A8樣品的Ev為56 J/mm3, A7樣品的Ev為99 J/mm3,可以得到較好的致密。這些結(jié)果表明,體積能量密度可以作為制備致密Nitinol零件的粗略指南。然而,由于Ev作為描述L-PBF的設(shè)計(jì)參數(shù)在估算L-PBF零件相對(duì)密度方面的精度較低,其適用性受到限制。



圖6 測量了不同工藝參數(shù)制作的L-PBF鎳鈦諾樣品的相對(duì)密度隨體積能量輸入的函數(shù)(黑色虛線標(biāo)出相對(duì)密度99%的閾值,表示較好的致密化水平)。

3.3 球化現(xiàn)象的表征

成球是典型的L-PBF工藝缺陷。由于L-PBF是逐行逐層進(jìn)行的。球化會(huì)導(dǎo)致激光珠的不連續(xù)性,并阻礙后續(xù)粉末層[22]的均勻沉積。因此,在進(jìn)行工藝優(yōu)化時(shí),應(yīng)仔細(xì)考慮影響球化的因素。

圖7顯示了相同線性能量密度(250/1250 J/mm),但不同艙口距離的A1-A3樣品的頂表面。A3(開口距離為140µm)(圖7(c))中可以看到小尺寸球化和小間隙的激光軌跡,這意味著250/1250µm (J/mm)的線能密度和140µm的開口距離接近球化起始邊界。結(jié)果也與我們的預(yù)測一致(圖5(a))。從而證明了熔池尺寸解析預(yù)測在估算球化效果方面的可行性。



圖7 (a) 100µm, (b) 120µm, (c) 140µm, (d) A1-A3樣品熔體池寬度和高度的重疊率。

如圖7所示,縮小艙口距離可以很好地緩解成球效應(yīng)。與其他樣品A4-A9相比,A3試樣在恒定的激光功率(250w)和較高的掃描速度(1250 mm/s)下產(chǎn)生了球化效應(yīng),導(dǎo)致了熔池的不穩(wěn)定性,熔體傾向于具有較大的表面能。因此,形成了由若干個(gè)小球組成的粗糙激光軌跡。

由于重疊比增加(圖7(d)),通過減少艙口距離誘導(dǎo),能量輸入增加和先前軌道的重新熔化得到增強(qiáng),這可以降低熔體的粘度。

為了更好地理解L-PBF Nitinol合金中的球化現(xiàn)象,制作了不同開口距離(圖5(b))和線性能量密度(圖5(c))的樣品。如圖5(b)所示,采用激光功率為250 W、掃描速度為800 mm/s的加工參數(shù),可以避免小孔引起的氣孔和球化。正如預(yù)期的那樣,隨著線性能量密度的增加,掃描速度的降低(圖8(a) - (f)),產(chǎn)生了連續(xù)的、無球化的激光軌跡,這是由于有足夠的液體形成和熔體粘度的降低。然而,應(yīng)該注意的是,盡管球化現(xiàn)象被消除,但裂紋被引入。與250/1250 (J/mm)線性能量密度制備的Nitinol樣品的球化效應(yīng)相似,250/800 (J/mm)線性能量密度制備的Nitinol樣品的球化效應(yīng)也隨著開口距離的減小而減弱(圖9(a) - (f))。

但A4試樣仍有裂縫(在El為250/800 (J/mm)時(shí),缺口距離縮小至120,如圖9(a)和(d)所示)。考慮到裂紋對(duì)AM零件的嚴(yán)重負(fù)面影響,特別是對(duì)極限功能性能、疲勞壽命和斷裂韌性的影響,應(yīng)盡量避免裂紋。因此,在目前的工作中,優(yōu)化了線能密度El為250/1250 (J/mm),并通過縮小艙口距離來控制成球。L-PBF Nitinol零件的裂紋形成將在第3.6節(jié)中討論。



圖8 (a)和(d) El = 250/1250 (J/mm)的A3試樣;(b)和(e) El =250/800 (J/mm)的A5樣品;(c)和(f) El = 250/600 (J/mm)的A7試樣。



圖9 掃描電鏡(SEM)顯示了不同開口距離、恒定線能密度為250/800 (J/mm)的L-PBF Nitinol合金的表面形貌:(a)和(d) h = 120 μ m的A4試樣;(b)和(e) h = 140 μ m的A5樣品;(c)和(f) h = 187 μ m的A9樣品。

3.4.Keyhole-induced細(xì)孔

在3.1節(jié)中,已經(jīng)證明并驗(yàn)證了小孔誘導(dǎo)孔是在高線性能量密度(即高激光功率和低掃描速度)條件下形成的。為了估算開口距離和層厚對(duì)小孔誘導(dǎo)孔的影響,制備了不同開口距離和層厚的圓柱形Nitinol樣品,但線性能量密度恒定為250/500 J/mm(在小孔誘導(dǎo)孔區(qū)域,圖5(d))。從圖10 (a)、(c)、(e)可以看出,A8試樣中出現(xiàn)了小孔誘發(fā)的孔隙和裂縫,開口距離為120µm,層厚為75µm。隨著開口距離增加到140µm,層厚減少到60µm, A6樣品中仍然可以觀察到小孔誘導(dǎo)的孔隙(圖10 (d)和(f))。

因此,熱輸入相關(guān)參數(shù)(激光功率和掃描速度)是影響小孔孔隙形成的主要因素,因此應(yīng)謹(jǐn)慎選擇。此外,試樣A6雖然開裂程度降低,但球化現(xiàn)象加劇(圖10 (b)),說明了艙口距離對(duì)裂紋形成和球化效應(yīng)的重要性;跇悠稟6和A8的表征,進(jìn)一步證實(shí)了加工圖預(yù)測小孔誘導(dǎo)孔隙的可靠性(樣品A6和A8在小孔誘導(dǎo)孔隙狀態(tài)下,圖5(d))。因此,小孔誘導(dǎo)孔隙主要依賴于熱輸入相關(guān)參數(shù)(激光功率和掃描速度),應(yīng)謹(jǐn)慎選擇這些參數(shù),以避免在熔池中引入過多的能量。



圖10 (a)、(c)和(e) h = 120µm, t = 75µm; (b)、(d)和(f) h =140µm, t = 60µm。

3.5. 缺乏融合

如圖7(c)和圖8(a)和(d)所示,在加工參數(shù)為P = 250 W,v = 1250 mm / s,h = 140μm和t = 30μm的加工參數(shù)制備的樣品A3中發(fā)生缺乏融合,這與預(yù)測的過程窗口一致,對(duì)應(yīng)于圖5(a)中實(shí)心綠色區(qū)域中白色圓圈的位置。

為了更深入地了解缺陷的形成,圖11中提供了使用各種L-PBF工藝參數(shù)制造的鎳鈦合金樣品的橫截面調(diào)查?梢钥闯觯250/1250的情況 J/mm線性能量密度(樣品A2,填充距離為120 µm(圖11(b))表現(xiàn)出最高的致密化,幾乎沒有缺陷。A3中較大的填充距離導(dǎo)致不規(guī)則的未熔合(圖11(c))。這一結(jié)果也與計(jì)算的缺乏融合的預(yù)測一致(圖5(a))。與樣品A2相比,雖然A1中有足夠多的激光軌跡重疊以避免未熔合,但狹窄的填充距離可能會(huì)導(dǎo)致較高的體積能量密度。因此,蒸發(fā)可能變得嚴(yán)重,并導(dǎo)致氣泡的形成。一旦氣泡被困在熔池中,就會(huì)形成孔隙。



圖 11 具有各種加工參數(shù)的L-PBF鎳鈦諾合金橫截面的掃描電鏡。

另一個(gè)缺乏融合缺陷的樣品是樣品A9(圖11 (f))。從加工圖(圖5(b))中可以看出,A9樣品的位置位于預(yù)期融合不足的區(qū)域(綠色實(shí)心區(qū)域?yàn)橥耆旅軈^(qū)域,在h = 187, t = 30µm的條件下)。這表明該加工圖能夠較好地估計(jì)融合缺失的發(fā)生。

3.6 L-PBF鎳鈦諾裂紋

除了球化、鑰匙孔引起的氣孔和熔合不足,l - pbfnitinol零件的裂紋是不可容忍的。從俯視圖(圖8、圖9)和截面圖(圖11)可以看出,L-PBF Nitinol試樣在較高的體積能量密度>74j /mm3)下通常存在裂紋。這些高的體積能量密度要么來自于高的線性能量密度,要么來自于激光軌跡的大量重疊(圖12 (a)和(b)),這是由相對(duì)較低的孵化距離造成的。



圖12 各樣品熔池寬度和高度的重疊比:(a)孵化距離為140µm,線性能量密度不同的樣品;(b)線性能量密度恒定為250/800 (J/mm),孵化距離為120 ~ 187µm的樣品。

隨著線能密度增加到250/800 (J/mm),裂縫成為A4試樣(圖9(a)和(d)、圖11 (d))和A5試樣(圖8(b)和(e)、圖11 (e))的主要缺陷,開口距離分別為120µm和140µm。如預(yù)期的那樣,隨著線能密度進(jìn)一步增加到250/600 J/mm,會(huì)產(chǎn)生裂紋,如A7試樣所示(圖8(c)和(f),圖11 (g)和圖12 (a))。

在冷卻過程中,熔珠會(huì)經(jīng)歷凝固和熱收縮,結(jié)合相變應(yīng)變。如果誘導(dǎo)應(yīng)變超過臨界應(yīng)變,材料就會(huì)開裂。因此,線能密度越大的珠子越容易熱裂。然而,應(yīng)變速率也影響裂紋的形成,并取決于冷卻速率,而冷卻速率又取決于線能密度。較低的應(yīng)變速率與較高的線能密度相關(guān)聯(lián),可提高抗裂性。因此,材料的裂紋敏感性應(yīng)同時(shí)考慮總應(yīng)變和應(yīng)變速率。

需要指出的是,由于Nitinol合金的形狀記憶特性,殘余應(yīng)力可以觸發(fā)相變和脫孿生,這給Nitinol合金殘余應(yīng)力的評(píng)估帶來了挑戰(zhàn)和復(fù)雜性。雖然這不是本工作的范圍,但通過實(shí)驗(yàn)測量L-PBF鎳鈦諾零件的殘余三維應(yīng)力來研究這些觀察結(jié)果將是有趣的。

因此,綜合考慮成球缺陷、小孔缺陷、未熔合缺陷和裂紋缺陷,本文研究的工藝組中,開口距離為120µm的A2試樣質(zhì)量最好,這與密度測量結(jié)果一致(圖6)。

雖然本文所開發(fā)的可加工性圖沒有顯示裂紋形成的邊界條件,但它仍然可以成功地應(yīng)用于球化、鎖孔誘導(dǎo)的孔隙和未熔合(圖5)。此外,結(jié)合實(shí)驗(yàn)結(jié)果,研究表明,較低的線性能量密度有助于避免裂紋的形成。因此,可以通過在工藝圖的好區(qū)(圖5(a)中好區(qū)被實(shí)藍(lán)線包圍)中選擇較低的線性能量密度來制備無缺陷的Nitinol樣品。

3.7 硬度、馬氏體相變溫度和Ni含量

為了評(píng)價(jià)L-PBF Nitinol合金的加工性能,重要的是考慮其硬度、形狀記憶效應(yīng)和超彈性等性能。在這項(xiàng)工作中進(jìn)行了硬度測量,因?yàn)樗梢蕴峁┮粋(gè)快速和直接的評(píng)估致密化。除了鎳鈦諾硬度外,馬氏體起始溫度(Ms)決定了鎳鈦諾合金的工作溫度。因此,了解Ms與L-PBF處理?xiàng)l件之間的關(guān)系至關(guān)重要。如圖13所示,硬度通常隨著體積(從240 HV到190 HV,圖13 (a))和線性能量密度(從240 HV到203 HV,圖13 (b))的增加而降低。相反,隨著能量密度(Ev和El)的增加,Ms從55°C增加到67°C。高能密度(Ev >56 J/mm3和El >250/1250 J/mm)時(shí),晶粒尺寸變大[64],導(dǎo)致硬度下降。在A3樣品中觀察到一個(gè)例外(圖13 (a)),當(dāng)Ev降低到48 J/mm3時(shí),硬度降低。A3試樣的低硬度歸因于熔合缺失(圖7(c)和圖11 (c))。圖13顯示了所有樣品的顯微硬度測量結(jié)果,在190 ~ 240 HV之間變化?偟膩碚f,這些數(shù)值與常規(guī)擠壓法制備Nitinol的硬度(~219 - 227 HV)相當(dāng)。

如圖14所示,隨著體積能量密度的增加,Ni含量降低。這表明,更明顯的蒸發(fā)發(fā)生在更高的能量密度,這也已報(bào)道了之前的研究。隨著Ni含量的降低,Nitinol的相變溫度升高,Ms隨能量密度的變化呈上升趨勢。因此,Ni含量越低(能量密度越高),Ms溫度越高(見圖13和圖14)。在本研究中,在所有研究樣本中,線能量密度最高為250/500 (J/mm)的離群值A(chǔ)6由于Ni蒸發(fā)較高,Ms溫度相對(duì)較高,如圖14所示。



圖14 Ni含量是體積能量密度的函數(shù)。

值得注意的是,與Ms溫度總體上升趨勢相比,樣品A3的Ms溫度也表現(xiàn)出異常(圖13 (a))。A3樣品比A2樣品有140µm的開口距離。Ma等報(bào)道,增加hatch距離可以在Nitinol樣品中引入較高的位錯(cuò)密度,由于相變過程中引入更多的局部失配,導(dǎo)致Ms溫度隨著位錯(cuò)密度的增加而降低。此外,在L-PBF過程中,由于較高的加熱和冷卻速率,殘余應(yīng)力是不可避免的,可以提高Nitinol合金的轉(zhuǎn)變溫度。因此,高的位錯(cuò)密度和殘余應(yīng)力也有助于Ms溫度的升高。

我們將在后續(xù)的出版物中進(jìn)一步研究本工作中所研究的樣品的微觀結(jié)構(gòu)和織構(gòu)演化,以及機(jī)械性能和功能性能的表征。

4. 結(jié)論

在這項(xiàng)工作中,我們證明了解析模型預(yù)測L-PBF鎳鈦諾熔體池尺寸的可行性。根據(jù)熔池尺寸的解析解和缺陷形成準(zhǔn)則,繪制了鎳鈦合金的L-BPF加工圖。對(duì)不同L-BPF工藝條件下制備的鎳鈦合金鎳鈦合金加工圖進(jìn)行了可靠性驗(yàn)證。本工作的主要結(jié)論如下:

1.利用分析開發(fā)的加工圖譜,可以成功地制備出密度為99%的L-PBF鎳鈦合金零件。然而,裂紋應(yīng)單獨(dú)考慮,并可以通過采用理想的重疊比例的激光軌跡和線性能量密度抑制。

2.為了實(shí)現(xiàn)無缺陷的激光軌跡,應(yīng)仔細(xì)選擇熱輸入相關(guān)參數(shù),如激光功率和掃描速度。當(dāng)激光功率為250w時(shí),掃描速度應(yīng)大于500mm /s,以避免鎖孔;掃描速度應(yīng)小于1250 mm/s,以防止鎳鈦諾零件成球。隨著艙口距離的增加,可減少鎖孔的成球,但隨著艙口距離和層厚的變化,對(duì)鎖孔幾乎沒有影響。

3.L-PBF鎳鈦合金的硬度和Ms對(duì)能量密度(包括能量密度和能量密度)很敏感。硬度從240 HV下降到190 HV, Ev從56 J/mm3增加到99 J/mm3。隨著能量密度的增加,Ms呈上升趨勢,能量密度從55°C增加到67°C。相變溫度的升高主要是由于L-PBF過程中鎳的蒸發(fā)所致。

因此,在本工作中,我們演示了使用所提出的分析方法來開發(fā)和優(yōu)化工藝參數(shù)(包括激光功率、掃描速度、出口距離和層厚),以制備無缺陷Nitinol合金的L-PBF。

為了進(jìn)一步開展這一工作,需要綜合研究工藝參數(shù)對(duì)微結(jié)構(gòu)、織構(gòu)、力學(xué)和形狀記憶特性的影響。此外,除了Ni/Ti化學(xué)成分比外,Nitinol的形狀記憶性能還取決于晶粒特性和晶體缺陷(空位、位錯(cuò)和析出相),而這些缺陷會(huì)受到l - ppbf復(fù)雜熱歷史的影響。我們即將開展的工作將致力于理解L-PBF鎳鈦合金中的這些關(guān)系。


來源:Predictive analytical modelling and experimental validation ofprocessing maps in additive manufacturing of nitinol alloys,AdditiveManufacturing,doi.org/10.1016/j.addma.2020.101802
參考文獻(xiàn):J. Mohd Jani, M. Leary, A. Subic, M.A. Gibson,A review ofshape memory alloy research, applications and opportunities,Mater. Des.,56 (1980–2015) (2014), pp. 1078-1113

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