بررسی تأثیر عملیات حرارتی بر خواص مکانیکی، ساختار انجمادی و جدایش سوپر آلیاژ اینکونل 625 در فرایند ساخت افزایشی به روش رسوب‌نشانی مستقیم فلزی لیزری

محورهای موضوعی : روش ها و فرآیندهای نوین در تولید

محمد گواهیان جهرمی ¹ , رضا شجاع رضوی ² , حامد نادری سامانی ³ , فرید کرمانی ⁴

1 - دانشگاه صنعتی مالک اشتر
2 - پروفسور علم مواد و مهندسی، دانشکده مواد و فناوری های ساخت، دانشگاه صنعتی مالک اشتر، تهران
3 - دانشگاه صنعتی مالک اشتر
4 - دانشگاه صنعتی مالک اشتر

تاریخ دریافت : 1401/12/23 تاریخ پذیرش : 1403/03/30 تاریخ انتشار : 1402/12/14

کلید واژه: اینکونل 625, ساخت افزایشی, رسوب‌نشانی مستقیم لیزری, جدایش, همگن‌سازی,

چکیده مقاله :

 34_/970 کاهش یافت. انجام عملیات حرارتی منجر به یکنواختی عناصر آلیاژی در فاز زمینه شد؛ همچنین با انجام عملیات حرارتی استحکام کششی و ازدیاد طول افزایش و استحکام تسلیم کاهش یافت.

چکیده انگلیسی:

Direct metal laser deposition is using for rebuilding and manufacturing parts. In this method, it is imperative to check the melting and solidification conditions. In this research the effect of the primary process parameters on the microstructure has been investigated. Distance of the dendritic arms, and the segregation of alloy elements, to determine the mechanical properties of IN625. According to the examination of the scanning electron microscope image, by moving from the interface to the top of the cladding. The solidification structure changed from columnar dendritic to coaxial dendritic with decreased G/R ratio. From the interface to the sample’s surface, the cooling rate increased, and the spread between the dendritic arms decreased. By moving away from the interface, the distance of the dendritic arm increases. By changing the laser power from 250 to 450 watts, the G/R ratio decreased from 1252.08  to 970.34 . It was conducting heat treatment led to the uniformity of alloy elements in the background phase. Also, with heat treatment, tensile strength, and elongation increased and yield strength decreased.

منابع و مأخذ:

[1] M. Perani, S. Baraldo, M. Decker, A. Vandone, A. Valente & B. Paoli, "Track geometry prediction for Laser Metal Deposition based on on-line artificial vision and deep neural networks", Robotics and Computer-Integrated Manufacturing, vol. 79, pp. 102445, 2023.

[2] ک. زنگنه‌مدار، "مقدمه‌ای بر فلزات و آلیاژهای هوایی"، دانشگاه صنعتی مالک اشتر، بهار 1387.

[3] ر. شجاع‌رضوی، م. عرفان منش، س. م. برکت، ا. احمدی بنی و ر. احمدی پیدانی، "ساخت افزایشی با رسوب نشانی مستقیم لیزری"، دانشگاه صنعتی مالک اشتر، پاییز 1399.

[4] R. H. AL-Nafeay, A. O. AL-Roubaiy & H. Omidvar, "Overview of Joining and Repairing Techniques of Ni-Based Superalloy for Industrial Gas Turbine Applications", In IOP Conference Series: Materials Science and Engineering, vol. 1094, pp. 012141, 2021.

[5] Y. T. Long, P. L. Nie, Z. G. Li, J. Huang, L. I. Xiang & X. M. Xu, "Segregation of niobium in laser cladding Inconel 718 superalloy", Transactions of Nonferrous Metals Society of China, vol. 26, no. 2, pp. 431-436, 2016.

[6] G. Ravi, N. Murugan & R. Arulmani, "Microstructure and mechanical properties of Inconel-625 slab component fabricated by wire arc additive manufacturing", Materials Science and Technology, vol. 36, no. 16, pp. 1785-1795, 2020.

[7] S. Jelvani, S. R. Shoja-Razavi, M. Barekat, M. R. Dehnavi & M. Erfanmanesh, "Evaluation of solidification and microstructure in laser cladding Inconel 718 superalloy", Optics & Laser Technology, vol. 120, pp. 105761, 2019.

[8] X. Wang, C. Chen, L. Qin & M. Zhang, "Microstructure Evolution and Mechanical Behavior of Inconel 625 Produced Using Direct Laser Metal Deposition", Physics of Metals and Metallography, vol. 122, pp. 896-907, 2021.

[9] A. A. Ferreira, R. L. Amaral, P. C. Romio, J. M. Cruz, A. R., Reis & M. F. Vieira, "Deposition of nickel-based superalloy claddings on low alloy structural steel by direct laser deposition", Metals, vol. 11, no. 8, pp. 1326, 2021.

[10] Y. Cao, N. Farouk, M., Taheri, A. V. Yumashev, S. F. K. Bozorg & O. O. Ojo, "Evolution of solidification and microstructure in laser-clad IN625 superalloy powder on GTD-111 superalloy", Surface and Coatings Technology, vol. 412, pp. 127010, 2021.

[11] F. Kermani, R. Shoja-Razavi, K. Zangenemadar, M. Borhani & M. Gavahian, "An investigation into the effect of scanning pattern and heat treatment on the mechanical properties of Inconel 718 in the direct metal deposition process", Journal of Materials Research and Technology, vol. 24, pp. 4743-4755, 2023.

[12] L. Xinxu, J. Chonglin, Z. Yong, L. Shaomin & J. Zhouhua, "Segregation and homogenization for a new nickel-based superalloy", Vacuum, vol. 177, pp. 109379, 2020.

[13] Y. L. Hu, Y. L. Li, S. Y. Zhang, X. Lin, Z. H. Wang & W. D. Huang, "Effect of solution temperature on static recrystallization and ductility of Inconel 625 superalloy fabricated by directed energy deposition", Materials Science and Engineering: A, vol. 772, pp. 138711, 2020.

[14] P. Zhao, Y. Zhang, W. Liu, K. Zheng & Y. Luo, "Influence mechanism of laser defocusing amount on surface texture in direct metal deposition", Journal of Materials Processing Technology, vol. 312, pp. 117822, 2023.

[15] C. Zhong, J. Kittel, A. Gasser & J. H. Schleifenbaum, "Study of alloys Inconel 718 and Inconel 625 nickel-based super- in high-deposition-rate laser metal deposition", Optics & Laser Technology, vol. 109, pp. 352-360, 2019.

[16] ف. کرمانی، س. ر. شجاع رضوی، ک. زنگنه مدار و م. ر. برهانی، "ارزیابی تأثیر الگوی روبش بر بافت انجمادی اینکونل 718 در فرایند رسوب نشانی مستقیم لیزری." نشریه علوم و مهندسی سطح، دوره 17، شماره 50، صفحه 27-17، 1400.

[17] O. G. Rivera, P. G. Allison, J. B. Jordon, O. L. Rodriguez, L. N. Brewer, Z. McClelland & N. Hardwick, "Microstructures and mechanical behavior of Inconel 625 fabricated by solid-state additive manufacturing", Materials Science and Engineering: A, vol. 694, pp. 1-9, 2017.

[18] A. N. M. Tanvir, M. R. Ahsan, G. Seo, J. D. Kim, C. Ji, B. Bates & D. B. Kim, (2020). "Heat treatment effects on Inconel 625 components fabricated by wire+ arc additively manufacturing (WAAM)—part 2: mechanical properties", The International Journal of Advanced Manufacturing Technology, vol. 110, pp. 1709-1721, 2020.

[19] F. Kermani, R. Shoja-Razavi, K. Zangenemadar, M. Borhani & M. Gavahian, "Optimization of single-pass geometric characteristics of IN718 by fiber laser via linear regression and response surface methodology", Journal of Materials Research and Technology, vol. 24, pp. 274-289, 2023.

[20] G. H. S. F. L. Carvalho & et al. "Development of optimal deposition strategies for cladding of Inconel 625 on carbon steel using wire arc additive manufacturing", Surface and Coatings Technology, vol. 453, pp. 129128, 2023.

[21] S. Li, J. Y. Li, Z. W. Jiang, Y. Cheng, Y. Z. Li, S. Tang & K. H. Wang, "Controlling the columnar-to-equiaxed transition during Directed Energy Deposition of Inconel 625", Additive Manufacturing, vol. 57, pp. 102958, 2022.

[22] A. A. Ferreira, O. Emadinia, R. L. Amaral, J. M. Cruz, A. R Reis & M. F. Vieira, "Mechanical and microstructural characterisation of Inconel 625-AISI 431 steel bulk produced by direct laser deposition", Journal of Materials Processing Technology, vol. 306, pp. 117603, 2022.

[23] K. O. Yu, "Modeling for casting and solidification processing", CRC Press, vol. 54, no. 6, pp. 64, 2001.

[24] M. Hong, S. Wang, W. Sun, Z. Geng, J. Xin & L. Ke, "Effect of welding speed on microstructure and mechanical properties of selective laser melting Inconel 625 alloy laser welded joint", Journal of Materials Research and Technology, vol. 19, pp. 2093-2103, 2022.

[25] G. Meng, Y. Gong, J. Zhang, L. Zhu, H. Xie, & J. Zhao, "Multi-scale simulation of microstructure evolution during direct laser deposition of Inconel718", International Journal of Heat and Mass Transfer, vol. 191, pp. 122798, 2022.

[26] X. Xing, X. Di & B. Wang, "The effect of post-weld heat treatment temperature on the microstructure of Inconel 625 deposited metal", Journal of Alloys and Compounds, vol. 593, pp. 110-116, 2014.

[27] K. Feng, Y. Chen, P. Deng, Y. Li, H. Zhao, F. Lu & Z. Li, "Improved high-temperature hardness and wear resistance of Inconel 625 coatings fabricated by laser cladding", Journal of Materials Processing Technology, vol. 243, pp. 82-91, 2017.

[28] P. Petrzak, K. Kowalski & M. Blicharski, "Analysis of phase transformations in Inconel 625 alloy during annealing", Acta Physica Polonica A, vol. 130, no, 4, pp 1041-1044, 2016.

متن کامل:



فرآیندهای نوین در مهندسی مواد، سال هجدهم –  شماره اول –  بهار 1403 (شماره پیاپی 68)، ص­ص. 1-13
	فصلنامه علمی پژوهشی فرآیندهای نوین در مهندسی مواد ma.iaumajlesi.ac.ir

بررسی تأثیر عملیات حرارتی بر خواص مکانیکی، ساختار انجمادی و جدایش سوپر آلیاژ اینکونل 625 در فرایند ساخت افزایشی به روش رسوب‌نشانی مستقیم فلزی لیزری

 

مقاله پژوهشی

 محمد گواهیان جهرمی 1* سید رضا شجاع‌رضوی2، حامد نادری3، فرید کرمانی3

 

1- کارشناسی ارشد، مجتمع دانشگاهی مواد و فناوری‌های ساخت، دانشگاه صنعتی مالک اشتر، تهران، ایران.

2- استاد، مجتمع دانشگاهی مواد و فناوری‌های ساخت، دانشگاه صنعتی مالک اشتر، تهران، ایران.

3- دانشجوی دکتری، مجتمع دانشگاهی مواد و فناوری‌های ساخت، دانشگاه صنعتی مالک اشتر، تهران، ایران.

* [e-mail]

 

 

 

Evaluation the Effect of Heat Treatment on Solidification Structure Segregation and Mechanical Properties of Inconel 625 in the Additive Manufacturing Process by DLMD Method

 

Mohammad Gavahian Jahromi1*, Reza Shoja-Razavi2, Hamed Naderi3, Fareed Kermani3

1- M.Sc, Malek Ashtar University of Technology, Faculty of Materials & Manufacturing Technologies, Tehran, Iran.

Professor, Malek Ashtar University of Technology, Faculty of Materials & Manufacturing Technologies, Tehran, Iran.

PhD Student, Malek Ashtar University of Technology, Faculty of Materials & Manufacturing Technologies, Tehran, Iran.

* [e-mail]

 

اطلاعات مقاله		چکیده
دریافت: 23/12/1401 پذیرش: 19/03/1402		یکی از فرایندهای بازسازی و ساخت قطعات، رسوب‌نشانی مستقیم فلزی لیزری است. در این روش بررسی شرایط ذوب توسط لیزر و انجماد آلیاژ بسیار حائز اهمیت است. هدف از این پژوهش بررسی تأثیر پارامترهای اصلی رسوب‌نشانی روی ریزساختار، فاصله بازوهای دندریتی و جدایش عناصر آلیاژی و همچنین ارزیابی خواص مکانیکی اینکونل 625 است. با توجه به بررسی تصویر میکروسکوپی الکترونی روبشی، با حرکت از فصل مشترک به سمت بالای روکش با کاهش نسبت G/R ساختار انجمادی از دندریتی ستونی به دندریتی هم‌محور تغییر یافت. از فصل مشترک به سمت سطح نمونه نرخ سرد شدن افزایش و فاصله بین بازوهای دندریتی کاهش یافت. همچنین با دور شدن از فصل مشترک فاصله بازوی دندریتی افزایش می‌یابد. با تغییر توان لیزر از 250 به 450 وات نسبت G/R از  08/1252 به  34/970 کاهش یافت. انجام عملیات حرارتی منجر به یکنواختی عناصر آلیاژی در فاز زمینه شد؛ همچنین با انجام عملیات حرارتی استحکام کششی و ازدیاد طول افزایش و استحکام تسلیم کاهش یافت.
کلید واژگان: اینکونل 625 ساخت افزایشی رسوب‌نشانی مستقیم لیزری  جدایش همگن‌سازی

 

Abstract		Article Information
Direct metal laser deposition is using for rebuilding and manufacturing parts. In this method, it is imperative to check the melting and solidification conditions. In this research the effect of the primary process parameters on the microstructure has been investigated. Distance of the dendritic arms, and the segregation of alloy elements, to determine the mechanical properties of IN625. According to the examination of the scanning electron microscope image, by moving from the interface to the top of the cladding. The solidification structure changed from columnar dendritic to coaxial dendritic with decreased G/R ratio. From the interface to the sample’s surface, the cooling rate increased, and the spread between the dendritic arms decreased. By moving away from the interface, the distance of the dendritic arm increases. By changing the laser power from 250 to 450 watts, the G/R ratio decreased from 1252.08  to 970.34. It was conducting heat treatment led to the uniformity of alloy elements in the background phase. Also, with heat treatment, tensile strength, and elongation increased and yield strength decreased.		Original Research Paper Doi:
		Keywords: IN625 Additive manufacturing DLMD method Segregation Homogenization

 

1- مقدمه

 

آلیاژهای اینکونل 625 از متداول‌ترین مواد مهندسی مورداستفاده در ساخت مخازن شیمیایی، خطوط لوله و پره‌های توربین است [1-2]. با توجه به مزایای طراحی‌ انعطاف‌پذیر و چرخه‌های تولید کوتاه، فناوری‌های ساخت افزایشی در ساخت و بازسازی قطعات به‌طور فزاینده‌ای توسعه یافته است. یکی از روش‌های ساخت افزایشی روش رسوب‌نشانی مستقیم فلزی لیزری1 (DLMD) است. در این روش از منبع حرارتی لیزر هم‌زمان با پاشش پودر برای نشاندن لایه پوشش روی فلز پایه استفاده می‌شود. حرارت ورودی بسیار پایین در این روش باعث وجود ناحیه رقت محدود خواهد شد؛ به‌طوری‌که لایه نازکی از زیر لایه ذوب و سریع منجمد شده و یک پیوند متالورژیکی مناسب با زیر لایه حاصل می‌شود. ناحیه متأثر از حرارت بسیار باریک به همراه اعوجاج و پیچیدگی حداقل از ویژگی‌های اصلی و بارز این روش است [3-4]. آلیاژهای مبتنی بر نیکل دارای خواص ویژه متعددی، مانند انبساط حرارتی کم، مقاومت الکتریکی بالا و خواص مغناطیسی منحصربه‌فرد است. بااین‌حال، دامنه وسیع عناصر آلیاژی مورداستفاده در آلیاژهای مبتنی بر نیکل، پیش‌بینی ریزساختار و خواص این آلیاژها را دشوار ساخته است. بررسی‌ها نشان داد ریزساختار دندریتی هم‌محور در توان لیزر و سرعت روکش‌کاری پایین و ساختار دندریتی ستونی در توان لیزر و سرعت روکش‌کاری بالا مشاهده می‌شود. در توان لیزر و سرعت روکش‌کاری متوسط، در ناحیه پایین‌‎تر از سطح مقطع نمونه، ساختار انجمادی به‌صورت دندریت ستونی مشاهده می‌شود. با افزایش ارتفاع، رفتار جدایش عناصر آلیاژی Nb و Mo به‌طور مداوم در نواحی بالای پوشش زیاد می‌شود. فاصله بازوی دندریت اولیه با محتوای فاز لاوه به‌طور مستقیم ارتباط دارد [5-7].

وانگ و همکاران2 [8] با استفاده از لیزر دیودی توان بالا به ارزیابی خواص و ریزساختار روکش اینکونل 625 روی زیر لایه فولادی پرداختند. میانگین فاصله بازوهای دندریتی و دندریتی ثانویه به ترتیب 33/3 و 5/2 میکرومتر است. بررسی آنالیز الگوی پراش پرتوایکس نشان‌دهنده‌ی فاز زمینه γ و کاربید نیوبیوم و مولیبدن است. سختی روکش به دلیل وجود کاربید‌های مختلف نظیر کروم، نیوبیوم و تنگستن در فاز γ در حدود HV100 از زیر لایه بیشتر است. همچنین مدول الاستیک پوشش تقریباً GPa214 است.

فریا و همکاران3 [9] در پژوهشی ایجاد دندریت در طول انجماد و جدایش Nb و Mo در حین رسوب‌نشانی مستقیم لیزری آلیاژهای پایه نیکل را نشان دادند؛ درنتیجه جدایش شرایط تشکیل فاز لاوه ایجاد می‌شود و نمونه ساخته شده عمدتاً شامل زمینه و فاز لاوه است. تشکیل فاز لاوه به‌عنوان یکی از مناطق اصلی شروع و انتشار ترک، اثرات مضر در شکل‌پذیری، استحکام کششی، شکست و خستگی دارد؛ بنابراین این فاز عملکرد نهایی را کاهش می‌دهد.

کوا و همکاران4 [10] به بررسی خواص و ریزساختار انجمادی روکش اینکونل 625 روی زیر لایه سوپر آلیاژ 111GTD پرداختند. نتایج نشان‌ داد با افزایش نرخ تزریق پودر سرعت روبش لیزر طول بازو‌های دندریتی در مرکز نمونه کاهش می‌یابد.

با توجه به تحقیقات [12-11] عملیات حرارتی نقش مهمی در همگن‌سازی ترکیب شیمیایی دارد و جدایش عناصر به‌خصوص نیوبیوم و مولیبدن پس از انجام عملیات حرارتی بهبود یافته است.

هو و همکاران5 [13] به بررسی تأثیر آنیل انحلالی بر چقرمگی شکست نمونه اینکونل 625 ساخته‌شده توسط رسوب‌نشانی مستقیم لیزری پرداختند؛ استحکام تسلیم، نهایی و ازدیاد طول نمونه لایه‌نشانی شده به ترتیب MPa500، MPa733 و 4/29 درصد به دست آمد. پس از عملیات حرارتی انحلالی، ازدیاد طول به‌طور قابل‌توجهی بهبود یافت. نتایج نشان داد ازدیاد طول تا دو برابر پس از عملیات حرارتی C֯1200 افزایش می‌یابد. عامل اصلی در این افزایش دمای آنیل انحلالی است؛ در حالی‌که با افزایش دما استحکام تسلیم کاهش می‌یابد.

 بررسی و مطالعه روی ریزساختار انجمادی سوپر آلیاژهای پایه نیکل نشان‌دهنده اهمیت بسیار بالای موضوع می‌باشد. نتایج نشان‌دهنده‌ی تغییرات بالای ساختار انجمادی حتی در یک لایه در حد 500 میکرومتر می‌باشد [16-14، 11 و 7]. هدف اصلی این پژوهش بررسی تأثیر پارامترهای اصلی فرایند DLMD روی ریزساختار انجمادی از طریق محاسبات سرعت سرد شدن و بررسی فاصله بازوی بین دندریتی است. در ادامه با توجه به اینکه هدف اصلی بحث‌های انجمادی و ریزساختاری دستیابی به خواص مکانیکی مطلوب می‌باشد [18-17، 13 و 11]؛ بررسی عملیات حرارتی و تأثیر آن بر جدایش عناصر آلیاژی و خواص مکانیکی در سوپر‌ آلیاژ اینکونل 625 پس از ساخت افزایشی مورد بررسی قرار گرفت.

 

2- مواد و روش تحقيق

در تحقیق حاضر از زیر لایه اینکونل LC738 ریختگی به ضخامت mm5 استفاده شد. بدین منظور ابتدا یک عملیات حرارتی انحلال‌سازی به مدت 2 ساعت در دمای 1120 درجه‌ سانتی‌گراد و خنک‌سازی در هوا انجام گرفت. از پودر اینکونل 625 تولید شده به روش اتمیزاسیون گازی استفاده شد. شکل (1) تصویر میکروسکوپی الکترونی روبشی پودر را نشان می‌دهد. پودر مورد استفاده دارای مورفولوژی کروی و اندازه دانه‌های 105-65 میکرومتر است.

ترکیب شیمیایی پودر با استفاده از آنالیز طیف‌سنجی انرژی و زیر لایه با استفاده از طیف‌سنجی جرقه‌ای در جدول (1) ارائه شده است. در فرایند رسوب‌نشانی مستقیم فلزی از یک لیزر فیبری پیوسته با حداکثر توان 1 کیلووات، سیستم تزریق پودر، سیستم حرکتی 5 محوره استفاده شد. به‌منظور محافظت از سطح حوضچه مذاب در هنگام فرایند از گاز محافظ آرگون با نرخ جریان Lit/min25 و گاز حامل برای تزریق پودر به سطح حوضچه مذاب با نرخ جریان
 Lit/min 12-7 استفاده شد. پارامترهای متغیر شامل توان لیزر (P)، سرعت روبش لیزر (V) و نرخ تزریق پودر (F) در جدول (2) آورده شده است. در این مرحله پارامترها به‌صورت (i) DL نام‌گذاری شدند که به روکش اینکونل 625 تولیدشده به‌وسیله iامین گروه پارامتر اشاره دارد. نمونه‌ها توسط دستگاه برش سیم، برش داده شد. متالوگرافی مطابق استاندارد 03-192E ASTM انجام شد. برای آماده‌سازی بهتر در مراحل بعد نمونه‌ها در رزین اپوکسی مانت سرد و سطح آن‌ها توسط سیستم پولیش خودکار (تا سنباده 4000) صاف شد. برای مطالعه‌ی ریزساختاری ابتدا نمونه‌ها‌ توسط محلول مشخص (1 گرم FeCl3، 10 میلی‌لیتر HCl، 5 میلی‌لیتر HNO3) حکاکی شدند. جهت بررسی ریزساختاری از میکروسکوپ نوری6 یونیمت7 مدل Union 8799 و میکروسکوپ الکترونی روبشی8 ساخت شرکت وگا تسکن9 مدل S-410 استفاده شد. جهت آنالیز عنصری از طیف‌سنج تفکیک انرژی10 دستگاه سمکس11 نصب ‌شده روی میکروسکوپ الکترونی روبشی وگا تسکن استفاده شد. عملیات حرارتی روی نمونه‌های ساخته شده به مدت 5 ساعت در دمای 600 تا 1000 درجه ‌سانتی‌گراد انجام شد. آزمون کشش با توجه به استاندارد ISO6892 توسط دستگاه ZWick-Z261 انجام شد. همچنین از آزمون نانو سختی با بار 500 میلی نیوتن جهت محاسبه مدول یانگ استفاده شد.

 

 

شکل (1): تصویر میکروسکوپی الکترونی روبشی از پودر اینکونل 625 مورد استفاده در این پژوهش.

 

جدول (1): ترکیب شیمیایی پودر و زیر لایه.

عنصر	Ni	Cr	Mo	Nb	Fe	Co	W	سایر
پودر اینکونل 625	پایه	22	11	2/5	1/2	1	2/2	1
عنصر	Ni	Cr	Mo	Nb	Ti	Co	W	Al
زیر لایه اینکونل 738	پایه	19	3	1/0	2	5	2	8/3

 

جدول (2): پارامترهای مورد آزمایش.

پارامتر	توان (W)	سرعت (mm/s)	نرخ تزریق پودر mg/s	پارامتر	توان (W)	سرعت (mm/s)	نرخ تزریق پودر mg/s
DL1	200	5	350	DL6	250	7	350
DL2	250	6	350	DL7	250	8	350
DL3	350	6	350	DL8	250	5	250
DL4	450	6	350	DL9	250	5	450
DL5	250	5	350	DL10	250	5	550

 

 

3- نتایج و بحث

عوامل زیادی روی خواص و کیفیت لایه ایجادشده توسط رسوب‌نشانی مستقیم لیزری، مانند کیفیت و پارامترهای پرتو لیزر، دقت و پارامترهای اسکن و ماشین، کیفیت زیر لایه و پودر مورد استفاده و سیستم پودرپاش، اثرگذار هستند. با توجه به مطالعات [11-21،7-19] مهم‌ترین پارامترهای مؤثر روی ساختار انجمادی شامل توان لیزر، نرخ روبش لیزر و نرخ تزریق پودر است؛ بنابراین اثر توان لیزر، سرعت روبش لیزر و نرخ پاشش پودر به‌عنوان پارامترهای اصلی فرایند روی ریزساختار بررسی خواهد شد. برای تحلیل ساختار ایجاد شده و تأثیر پارامترهای مختلف بر نرخ سرد شدن، فاصله بازوهای دندریتی در سه ناحیه، نزدیک فصل مشترک، میانی و همچنین در قسمت نزدیک به سطح پوشش محاسبه و بررسی شد. رابطه بین فاصله بازوهای دندریتی با نرخ سرد شدن (R) از رابطه (1) پیروی می‌کند. گرادیان دمایی (G) در فرایند روکش­کاری لیزری بسیار بالاست (حدود K/mm106) [23-22]؛ بنابراین ریزساختار به‌دست‌آمده بسیار ریز خواهد بود و به عبارتی  کوچک می­شود. همچنین بر اساس تحقیقات [24-22] ثوابت A و n را برای پوشش اینکونل 625 برابر با 31 و 3/1 می‌با‌شد و رابطه (2) برای اینکونل 625 حاصل می‌شود.

 

 

مطابق با رابطه (1) فاصله بازوهای دندریتی به‌شدت وابسته به مقادیر G و R است. مقادیر G مطابق با رابطه (3) به دست آمد [24-23].

(1)	λ=
(2)	2 = 34(GR)-0.33

 

در این رابطه TL دمای مایع و T0 دمای نمونه قبل فرایند است. K هدایت حرارتی و Q گرمای ورودی است. مقادیر K، TL و T0 و برای سوپر آلیاژ اینکونل 625 به ترتیب برابر با  9/8، 1290 و 30 است در این پژوهش با به دست آوردن فاصله متوسط 20 بازوی دندریتی در سه ناحیه نزدیک سطح، میانی و نزدیک فصل مشترک، مقادیر R در نقاط مختلف پوشش محاسبه شد. مقادیر G و R محاسبه شده در جدول (3) ارائه شده است. همان‌طور که در شکل (2) مشاهده می‌شود ریزساختار شامل سه ناحیه است. ناحیه نزدیک به فصل مشترک با ناحیه بسیار نازک سلولی که به دانه‌‌های ریز با رشد دندریتی در پوشش متصل می‌شود و شروع به انجماد می‌کند. در ادامه تا انتها ساختار دندریت ستونی مشاهده می‌شود. با تغییر توان لیزر از 250 به 450 وات، نسبت G/R از  08/1252 به  34/970 کاهش یافت. به عبارتی با 80 درصد افزایش در توان لیزر شاهد 30 درصد تغییرات در نسبت انجمادی هستیم. تغییرات نسبت انجمادی با تغییرات توان در سایر مطالعات [22، 25] نیز مشاهده ‌شده است و با توجه به نوع آلیاژ و زیر لایه تغییرات قابل‌توجهی دارد. ذکر این نکته ضروری است؛ اگرچه تغییرات توان باعث تغییرات نسبت انجمادی می‌شود ولی با توجه به پژوهش‌های بررسی شده این تغییرات خطی نیست.

 

 

 

3-1- تأثیر توان روی ریزساختار

بررسی تأثیر توان لیزر در سرعت mm/s 7 و نرخ پودر mg/s350 در توان‌های 200، 250، 350، 450 وات انجام شد. شکل (3) نمودار فاصله بازوهای دندریتی برحسب نرخ سرد شدن در سه ناحیه فصل مشترک، میانی و نزدیک سطح پوشش را نشان می‌دهد. همان‌طور که مشاهده می‌شود در توان 200 وات بیشترین میزان فاصله بازوهای دندریتی  4/1 در پایین پوشش و کم‌ترین فاصله بازوهای دندریتی در ناحیه نزدیک به سطح است. از فصل مشترک به ناحیه بالایی فاصله بازوهای دندریتی کاهش یافته است. بررسی‌ها نشان داد، با افزایش توان و دور شدن از فصل مشترک مقادیر فاصله بین بازوهای دندریتی کاهش یافته است؛ زیرا در نواحی مختلف پوشش سرعت سرد شدن متفاوت است. به‌طوری‌که نرخ سرد شدن از فصل مشترک به سمت سطح افزایش یافته است. با توجه به نتایج به‌دست‌آمده  و مطالعات انجام‌شده [25 -22] به‌طور خلاصه در مورد گرادیان حرارتی می‌توان گفت:  همچنین در مورد سرعت سرد شدن می‌توان نوشت:
  بنابراین در حالت کلی می‌توان به رابطه  رسید.

 

 

شکل (2): الف) ریزساختار حاصل از رسوب‌نشانی مستقیم اینکونل625 و ب) تصویر میکروسکوپی از ناحیه میانی پوشش اینکونل 625 مربوط به پارامتر DL3.

 

 

جدول (3): مقادیر به‌دست‌آمده برای G/R و  G*R برای نمونه‌های  رسوب‌نشانی شده با پارامترهای مختلف.

(3)

 

 

شکل (3): نمودار فاصله بازوهای دندریتی در سه ناحیه نزدیک فصل مشترک، میانی و نزدیک به سطح برحسب تغییرات توان.

 

نرخ سرد شدن در فصل مشترک با افزایش توان، افزایش یافت؛ اما نرخ سرد شدن در ناحیه میانی و نزدیک سطح و با افزایش توان تقریباً ثابت است. به نظر می‌رسد، انجماد نواحی نزدیک فصل مشترک منجر به آزاد شدن گرمای نهان انجماد می‌شود. این حرارت با توجه به پژوهش‌های مشابه اثر تغییر توان روی حرارت ورودی را کاهش دهد [24-25]. به نظر می‌رسد انتقال حرارتی از نواحی اطراف به کناره پوشش و تجمع حرارت در آن نواحی مانع از سرد شدن سریع پوشش شده و باعث افزایش فاصله بازوهای دندریتی و کاهش نرخ سرمایش شده است. G و R هر دو با هم ریزساختار انجماد را تشکیل می‌دهند. نسبت G/R حالت انجماد و حاصل‌ضرب R×G اندازه ساختار انجمادی را تعیین می‌کند. با افزایش توان، حرارت ورودی افزایش می‌یابد درنتیجه گرادیان دمایی در فصل مشترک پوشش و زیر لایه بیشتر می‌شود؛ بنابراین نرخ سرد شدن در توان 550 وات در فصل مشترک بیشتر از نرخ سرد شدن توان 150 وات در همان ناحیه است. درواقع جوانه‌های ایجاد شده زمان کافی برای رشد پیدا نمی‌کنند و باعث ریز شدن ساختار خواهد شد.

 

3-2- تأثیر سرعت روبش روی ریزساختار

با توجه به مطالعات [9-7] سرعت حرکت لیزر به‌طور مستقیم باعث تغییرات میزان آمیختگی (رقت) می‌شود. درواقع با افزایش سرعت روبش لیزر برهمکنش پرتو لیزر با زیر لایه و میزان گرمای ورودی به زیر لایه کاهش می‌یابد. شکل ریزساختار مربوط به نمونه LD5 نواحی میانی و نزدیک به سطح را نشان می‌دهد. در این نمونه به دلیل سرعت روبش لیزر پایین نسبت به سایر پارامترها و با توجه به پایین بودن نرخ رشد و بالا بودن مقدار G/R انتظار می‌رود ساختار دندریتی ستونی در بالای پوشش تشکیل شود، اما در نواحی میانی ساختار دندریتی ستونی و در نواحی نزدیک سطح ساختار به هم‌محور/ستونی تبدیل شد. با توجه به پژوهش‌های مشابه ]24-21] تزریق نرخ پودر بالا در منطقه CZ به‌عنوان عاملی برای جوانه‌زنی ناهمگن عمل کرده و منجر به تشکیل این ساختار شده است.

 

 

شکل (4): ریزساختار مربوط به نمونه LD5 نواحی میانی و نزدیک به سطح پوشش اینکونل 625.

 

نمودار شکل (5) سرعت‌های مختلف روبش لیزر (mm/s7-5) در توان‌های ثابت 250 وات را روی فاصله بازوهای دندریتی نشان می‌دهد. بررسی‌ها نشان داد کاهش سرعت روبش لیزر (به دلیل افزایش گرمای ورودی) منجر به افزایش طول فاصله بازوهای دندریتی می‌شود.

 

شکل (5): نمودار فاصله بازوهای دندریتی در سه ناحیه نزدیک فصل مشترک، میانی و نزدیک به سطح برحسب تغییرات سرعت روبش لیزر.

 

3-3- تأثیر نرخ تزریق پودر

شکل (6) تأثیر نرخ تزریق پودر در توان‌‌ ثابت 250 وات را روی فاصله بازوهای دندریتی نشان می‌دهد. همان‌طور در این شکل فاصله بازوهای دندریتی کاهش یافته است. با توجه به نتایج پژوهش حاضر و نتایج مطالعات ]7 و 24-21[ با توجه به اینکه مقادیر G و R نیز با افزایش نرخ تغذیه پودر افزایش می‌یابد. نرخ تغذیه پودر به‌طور مستقیمی روی G/R تأثیر ندارد. به‌طورکلی نرخ تغذیه پودر، نسبت به توان لیزر و سرعت اسکن تأثیر مستقیم روی ریزساختار نهایی ندارد. از طرفی ذکر این نکته ضروری است که با افزایش نرخ تغذیه، گرادیان دما به دلیل کاهش انتقال حرارت، به‌ویژه در ناحیه فصل مشترک افزایش می‌یابد.

 

 

شکل (6): نمودار فاصله بازوهای دندریتی در سه ناحیه نزدیک فصل مشترک، میانی و نزدیک به سطح برحسب تغییرات نرخ تزریق پودر.

 

3-4- جدایش و بررسی فازی

جدول (4) میانگین ترکیبات شیمیایی را برای 10 نقطه در مناطق بین دندریتی و هسته دندریتی نمونه اینکونل 625 با استفاده از آنالیز طیف‌سنج تفکیک انرژی مربوط به نمونه LD5 را نشان می‌دهد. نتایج نشان داد عناصر Mo، Al، Si و Nb در ناحیه دندریت و عنصر Fe در طول فرایند انجماد در هسته دندریتی پراکنده شده است. با توجه به نتایج رفتار جدایش در عنصر Cr ظاهر نمی‌شود. با توجه به مطالعات دلیل آن به تفاوت بین ضریب جدایش (K) Mo، Al، Si، Nb، Fe و Cr نسبت داده شده است ]23-21].

ضریب جدایش یا همان K به‌صورت رابطه (4) تعریف می‌شود.

 

G*R()	G/R()	R(mm)	G()	نمونه
31302	08/1252	5	4/6260	DL1
28268	77/1130	5	6/5653	DL2
25192	68/1007	5	4/5038	DL3
5/24258	34/970	5	7/4815	DL4

(4)

K = Cs/Cl

 

در این رابطه Cs ترکیب جامد و Cl ترکیب مایع در یک دمای خاص است. با توجه به رابطه می‌توان پیش‌بینی کرد یک عنصر آلیاژی با چه شدتی در فاز مایع و جامد در طول انجماد تقسیم خواهد شد [23]. با فرض اینکه ضریب جدایش (K) ثابت است، ترکیبات هسته دندریتی توسط KCl تعیین می‌شود؛ بنابراین، نسبت ترکیب هسته دندریتی و ترکیب بین دندریتی را می‌توان به‌عنوان یک ضریب تقسیم تقریبی در اینجا در نظر گرفت. ضرایب جدایش تقریبی عناصر آلیاژی در جدول (4) نشان داد که Ni و Fe با K> 1 از هسته دندریتی جدا می‌شوند؛ درحالی‌که  K <1در نواحی بین دندریتی غنی از عناصر Mo، Nb، Al و Si است. کروم با مقادیر K تقریباً برابر با 1، تمایل به نشان دادن توزیع یکنواخت بین هسته دندریتی و ناحیه سلولی-دندریتی را دارد. شکل (7) روابط بین ضرایب تقسیم K برای عناصر آلیاژی و دمای عملیات حرارتی پس از رسوب‌نشانی را نشان می‌دهد. حلالیت عناصر آلیاژی در فاز زمینه به‌طور مداوم با افزایش دمای عملیات حرارتی افزایش می‌یابد؛ بنابراین ضرایب تقسیم Fe، Mo، Si، Nb و Al به‌طور پیوسته به سمت مقدار 1 حرکت می‌کنند. شکل (8) نقشه توزیع عناصر آلیاژی مربوط به نمونه LD5 بدون عملیات حرارتی را نشان می‌دهد. همان‌طور که ملاحظه می‌شود ریزساختار دارای یک زمینه آستنیتی و رسوبات سفیدرنگ و بی‌شکل در نواحی بین دندریتی است. با توجه به مطالعات [14] یک جدایش قوی از عناصر Mo و Nb در نواحی بین دندریتی رخ داده است و احتمال حضور رسوبات فاز لاوه را تقویت می‌کند. این فاز به‌صورت ذرات کوچک در زمینه یوتکتیکی و یا به‌صورت ذرات جدا از هم وجود دارند.

نقشه توزیع عناصر آلیاژی پوشش برای دمای 1000 درجه ‌سانتی‌گراد در شکل (9) آورده ‌شده ‌است انجام عملیات حرارتی در دماهای مختلف پس از فرایند رسوب‌نشانی مستقیم لیزری باعث حلالیت مداوم عناصر Fe، Mo، Si، Nb و Al در فاز زمینه و ضریب جدایش این عناصر به سمت K=1 حرکت می‌کند. با توجه به نتایج حاصل از عملیات حرارتی، زمانی که دمای عملیات حرارتی به 1000 درجه‌ سانتی‌گراد افزایش می‌یابد ضریب جدایش تمامی عناصر تقریباً به مقدار K=1 می‌رسد. در نتیجه انجام عملیات حرارتی منجر به حذف ناهمگنی در ساختار اینکونل 625 شد. در پژوهش‌های مشابه [27-26] نیز دما به‌عنوان عامل اصلی روی ضریب جدایش معرفی شده است و با افزایش دما به مقدار K=1 نزدیک خواهد شد.

 

 

جدول (4): میانگین ترکیبات شیمیایی را برای 10 نقطه در مناطق بین دندریتی و هسته دندریتی نمونه اینکونل 625.

عنصر	Ni	Cr	Mo	Nb	Fe	Si	Al
هسته	31/65	22/24	59/7	27/1	39/0	48/0	74/0
نواحی اطراف	78/62	95/23	79/8	25/2	28/0	70/0	25/1
ضریب جدایش	04/1	01/1	86/0	56/0	39/1	69/0	59/0

 

 

شکل (7): رابطه ضریب جدایش و دمای عملیات حرارتی پس از رسوب‌نشانی مستقیم فلزی.

 

شکل (8): نقشه توزیع عناصر آلیاژی مربوط به نمونه رسوب‌نشانی مستقیم فلزی بدون عملیات حرارتی با پارامتر LD5.

 

 

شکل (9): نقشه توزیع عناصر آلیاژی مربوط به نمونه رسوب‌نشانی مستقیم فلزی پس از عملیات حرارتی در دمای 1000 درجه ‌سانتی‌گراد مربوط به پارامتر LD5.

 

 

 

3-5- ارزیابی خواص مکانیکی

 

جدول (5) خلاصه نتایج بررسی خواص کششی واینکونل625 پس از رسوب‌نشانی مستقیم لیزری و عملیات حرارتی را نشان می‌دهد. نتایج نشان داد مقاومت کششی و ازدیاد طول برای نمونه‌ عملیات حرارتی در مقایسه با نمونه  بدون عملیات حرارتی (پارامتر LD5)‌ افزایش داشته است، درحالی‌که مقاومت تسلیم اندکی کاهش یافته است. تحت شرایط عملیات حرارتی 1000 درجه سانتی‌گراد و زمان 5 ساعت، استحکام کششی نمونه از 812 به 920 مگاپاسکال افزایش، ازدیاد طول از 13 درصد به 39 درصد افزایش و استحکام تسلیم از MPa 675 به MPa 570 کاهش یافته است. نمونه با قرارگیری نمونه در دمای 1000 درجه سانتی‌گراد به مدت 5 ساعت بیشترین ازدیاد طول را دارد، اما استحکام تسلیم آن پایین است. در تمام پژوهش‌های مشابه [13-11 و 28-26] افزایش انعطاف‌پذیری در اثر عملیات انحلالی گزارش شده است؛ همچنین در برخی موارد افزایش استحکام نهایی در اثر عملیات انحلالی ]13[ در اینکونل 625 اشاره شده است. بررسی سطح شکستگی پس از عملیات حرارتی در دمای 850 درجه‌ سانتی‌گراد در شکل (10) آورده شده است. در نمونه عملیات حرارتی شده در دمای 850 درجه ‌سانتی‌گراد شکست از فصل مشترک ضعیف رخ داده ‌است. انتشار ترک‌ها در طول آزمایش کشش به دلیل جداشدگی و شکستن ذرات عامل اصلی این مسئله می‌باشد و در پژوهش‌های مشابه ]13 و 29-27[ نیز ذکر شده است. جدول (6) نتایج حاصل از آنالیز عنصری مربوط به نمونه کشش قبل و بعد از عملیات حرارتی در دمای 600، 850 و 1000 درجه سانتی‌گراد را نشان می‌دهد.

 

 

 

جدول (5): خلاصه نتایج خواص کششی قبل و بعد از همگن‌سازی در فرایند رسوب‌نشانی مستقیم لیزری.

	استحکام تسلیم (مگاپاسکال)			استحکام نهایی (مگاپاسکال)			انعطاف‌پذیری (درصد)
آلیاژ	قبل		بعد	قبل		بعد	قبل		بعد
IN625	500		490	733		735	4/29		39
	900 درجه سانتی‌گراد 1 ساعت
	500		485	733		749	4/29		45
	1000 درجه سانتی‌گراد 1 ساعت
	500	475		733	802		4/29	57
	1200 درجه سانتی‌گراد 1 ساعت
مرجع	[13]
IN718	989		960	1235		1199	26		5/39
مرجع	[11]

 

 

 

شکل (10): مورفولوژی سطح شکست نمونه رسوب‌نشانی مستقیم فلزی پس از بازپخت در دمای 850 درجه سانتی‌گراد به مدت 5 ساعت.

 

انجام آنالیز عنصری حضور فاز لاوه را در نمونه عملیات حرارتی در مای 600 و 850 درجه سانتی‌گراد نشان می‌دهد. می‌توان نتیجه گرفت که وجود فازهای لاوه شرایط مطلوبی را برای تشکیل ریز منافذ فراهم می‌کند؛ بنابراین فاز لاوه به‌عنوان یک فاز مضر، عنصر Nb را مصرف و شرایط را برای تشکیل ترک فراهم می‌کند. در تحقیقات مشابه [82-27] نیز به مصرف عنصر نیوبوم و ایجاد فاز لاوه در این آلیاژ طی رسوب‌نشانی و عملیات حرارتی اشاره شده است.

 ارزیابی نانو سختی و محاسبه مدول الاستیک با توجه به آن در سه دمای مختلف تغییرات غیرقابل ملاحظه‌ای را قبل و بعد از عملیات حرارتی نشان داد. تغییرات نانو سختی و مدول الاستیک برحسب تغییر دمای عملیات حرارتی در جدول (7) ارائه شده است. نانو سختی مربوط به نمونه ساخت افزایشی نسبت به نمونه عملیات حرارتی شده نسبتاً بالاتر است. تصویر سطح شکست پس از عملیات حرارتی در شکل (11) آورده شده است. با توجه به تصویر نمونه رسوب ‌شده دارای مورفولوژی گودی بزرگ و عمود بر جهت آرایش دندریت است. 

 

جدول (6): آنالیز عنصری از نمونه کشش اینکونل 625 ساخته شده به روش DLMD قبل و بعد از عملیات حرارتی.

 

 

شکل (11): مورفولوژی سطح شکست نمونه رسوب‌نشانی مستقیم فلزی پس از باز پخت در دمای 1000 درجه سانتی‌گراد به مدت 5 ساعت.

 

جدول (7): نتایج حاصل از نانو سختی و مدول الاستیک قبل و بعد از عملیات حرارتی.

دما / عناصر	Ni	Cr	Mo	Nb	Fe	Si	Ti	Al
600	9/41	8/16	7/23	4/16	1	2/0	-	-
8500	3/47	2/13	4/16	3/20	8/2	-	-	-
1000	6/34	2/13	6/9	2/13	5/1	3/26	7/0	9/0

1000	750	600	DLMD	دمای عملیات حرارتی
3321	3270	3266	3658	نانو سختی MPa
84/259	62/251	45/268	54/265	مدول الاستیک GPa

 

 

 

 

 

 

 

 

 

4- نتيجه­گيري

در این پژوهش ساختار انجمادی (بررسی تأثیر پارامترهای فرایند بر گرادیان حرارتی و سرعت انجمادی به‌وسیله محاسبات فاصله بازوی دندریتی)، تأثیر عملیات حرارتی بر خواص مکانیکی (کشش و نانو سختی) و جدایش روکش آلیاژ اینکونل 625 روی زیر لایه اینکونل LC738 مورد بررسی قرار گرفت. نتایج نشان داد:

1- با افزایش توان لیزر از 250 به 450 وات و افزایش سرعت روبش لیزر از 5 به 7 میلی‌متر بر ثانیه فاصله بازوهای دندریتی افزایش‌یافته است. همچنین با تغییر توان لیزر از 250 به 450 وات نسبت G/R از  08/1252 به  34/970 کاهش یافت.

2- عناصر آلیاژی، مانند Nb، Mo در ساختار DLMD رفتار جدایشی را نشان داد. با انجام عملیات حرارتی، ناهمگنی در دمای 1000 درجه سانتی‌گراد و زمان 5 ساعت جدایش این عناصر را از بین رفت و ساختار همگن شد.

3- نمونه عملیات حرارتی شده در مقایسه با نمونه بدون عملیات حرارتی استحکام کششی و ازدیاد طول بالاتر و استحکام تسلیم نسبتاً پایین‌تری دارد.

 

5- مراجع

[1] M. Perani, S. Baraldo, M. Decker, A. Vandone, A. Valente & B. Paoli, "Track geometry prediction for Laser Metal Deposition based on on-line artificial vision and deep neural networks", Robotics and Computer-Integrated Manufacturing, vol. 79, pp. 102445, 2023.

 

[2] ک. زنگنه‌مدار، "مقدمه‌ای بر فلزات و آلیاژهای هوایی"، دانشگاه صنعتی مالک اشتر، بهار 1387.

 

[3] ر. شجاع‌رضوی، م. عرفان منش، س. م. برکت، ا. احمدی بنی و ر. احمدی پیدانی، "ساخت افزایشی با رسوب نشانی مستقیم لیزری"، دانشگاه صنعتی مالک اشتر، پاییز 1399.

 

[4] R. H. AL-Nafeay, A. O. AL-Roubaiy & H. Omidvar, "Overview of Joining and Repairing Techniques of Ni-Based Superalloy for Industrial Gas Turbine Applications", In IOP Conference Series: Materials Science and Engineering, vol. 1094, pp. 012141, 2021.

 

[5] Y. T. Long, P. L. Nie, Z. G. Li, J. Huang, L. I. Xiang & X. M. Xu, "Segregation of niobium in laser cladding Inconel 718 superalloy", Transactions of Nonferrous Metals Society of China, vol. 26, no. 2, pp. 431-436, 2016.

 

[6] G. Ravi, N. Murugan & R. Arulmani, "Microstructure and mechanical properties of Inconel-625 slab component fabricated by wire arc additive manufacturing", Materials Science and Technology, vol. 36, no. 16, pp. 1785-1795, 2020.

 

[7] S. Jelvani, S. R. Shoja-Razavi, M. Barekat, M. R. Dehnavi & M. Erfanmanesh, "Evaluation of solidification and microstructure in laser cladding Inconel 718 superalloy", Optics & Laser Technology, vol. 120, pp. 105761, 2019.

 

[8] X. Wang, C. Chen, L. Qin & M. Zhang, "Microstructure Evolution and Mechanical Behavior of Inconel 625 Produced Using Direct Laser Metal Deposition", Physics of Metals and Metallography, vol. 122, pp. 896-907, 2021.

 

[9] A. A. Ferreira, R. L. Amaral, P. C. Romio, J. M. Cruz, A. R., Reis & M. F. Vieira, "Deposition of nickel-based superalloy claddings on low alloy structural steel by direct laser deposition", Metals, vol. 11, no. 8, pp. 1326, 2021.

 

[10] Y. Cao, N. Farouk, M., Taheri, A. V. Yumashev, S. F. K. Bozorg & O. O. Ojo, "Evolution of solidification and microstructure in laser-clad IN625 superalloy powder on GTD-111 superalloy", Surface and Coatings Technology, vol. 412, pp. 127010, 2021.

 

[11] F. Kermani, R. Shoja-Razavi, K. Zangenemadar, M. Borhani & M. Gavahian, "An investigation into the effect of scanning pattern and heat treatment on the mechanical properties of Inconel 718 in the direct metal deposition process", Journal of Materials Research and Technology, vol. 24, pp. 4743-4755, 2023.

 

[12] L. Xinxu, J. Chonglin, Z. Yong, L. Shaomin & J. Zhouhua, "Segregation and homogenization for a new nickel-based superalloy", Vacuum, vol. 177, pp. 109379, 2020.

 

[13] Y. L. Hu, Y. L. Li, S. Y. Zhang, X. Lin, Z. H. Wang & W. D. Huang, "Effect of solution temperature on static recrystallization and ductility of Inconel 625 superalloy fabricated by directed energy deposition", Materials Science and Engineering: A, vol. 772, pp. 138711, 2020.

 

[14] P. Zhao, Y. Zhang, W. Liu, K. Zheng & Y. Luo, "Influence mechanism of laser defocusing amount on surface texture in direct metal deposition", Journal of Materials Processing Technology, vol. 312, pp. 117822, 2023.

 

[15] C. Zhong, J. Kittel, A. Gasser & J. H. Schleifenbaum, "Study of alloys Inconel 718 and Inconel 625 nickel-based super- in high-deposition-rate laser metal deposition", Optics & Laser Technology, vol. 109, pp. 352-360, 2019.

 

[16] ف. کرمانی، س. ر. شجاع رضوی، ک. زنگنه مدار و م. ر. برهانی، "ارزیابی تأثیر الگوی روبش بر بافت انجمادی اینکونل 718 در فرایند رسوب نشانی مستقیم لیزری." نشریه علوم و مهندسی سطح، دوره 17، شماره 50، صفحه 27-17، 1400.

 

[17] O. G. Rivera, P. G. Allison, J. B. Jordon, O. L. Rodriguez, L. N. Brewer, Z. McClelland & N. Hardwick, "Microstructures and mechanical behavior of Inconel 625 fabricated by solid-state additive manufacturing", Materials Science and Engineering: A, vol. 694, pp. 1-9, 2017.

 

[18] A. N. M. Tanvir, M. R. Ahsan, G. Seo, J. D. Kim, C. Ji, B. Bates & D. B. Kim, (2020). "Heat treatment effects on Inconel 625 components fabricated by wire+ arc additively manufacturing (WAAM)—part 2: mechanical properties", The International Journal of Advanced Manufacturing Technology, vol. 110, pp. 1709-1721, 2020.

 

[19] F. Kermani, R. Shoja-Razavi, K. Zangenemadar, M. Borhani & M. Gavahian, "Optimization of single-pass geometric characteristics of IN718 by fiber laser via linear regression and response surface methodology", Journal of Materials Research and Technology, vol. 24, pp. 274-289, 2023.

 

[20] G. H. S. F. L. Carvalho & et al. "Development of optimal deposition strategies for cladding of Inconel 625 on carbon steel using wire arc additive manufacturing", Surface and Coatings Technology, vol. 453, pp. 129128, 2023.

 

[21] S. Li, J. Y. Li, Z. W. Jiang, Y. Cheng, Y. Z. Li, S. Tang & K. H. Wang, "Controlling the columnar-to-equiaxed transition during Directed Energy Deposition of Inconel 625", Additive Manufacturing, vol. 57, pp. 102958, 2022.

 

[22] A. A. Ferreira, O. Emadinia, R. L. Amaral, J. M. Cruz, A. R Reis & M. F. Vieira, "Mechanical and microstructural characterisation of Inconel 625-AISI 431 steel bulk produced by direct laser deposition", Journal of Materials Processing Technology, vol. 306, pp. 117603, 2022.

 

[23] K. O. Yu, "Modeling for casting and solidification processing", CRC Press, vol. 54, no. 6,  pp. 64, 2001.

 

[24] M. Hong, S. Wang, W. Sun, Z. Geng, J. Xin & L. Ke, "Effect of welding speed on microstructure and mechanical properties of selective laser melting Inconel 625 alloy laser welded joint", Journal of Materials Research and Technology, vol. 19, pp. 2093-2103, 2022.

 

[25] G. Meng, Y. Gong, J. Zhang, L. Zhu, H. Xie, & J. Zhao, "Multi-scale simulation of microstructure evolution during direct laser deposition of Inconel718", International Journal of Heat and Mass Transfer, vol. 191, pp. 122798, 2022.

 

[26] X. Xing, X. Di & B. Wang, "The effect of post-weld heat treatment temperature on the microstructure of Inconel 625 deposited metal", Journal of Alloys and Compounds, vol. 593, pp. 110-116, 2014.

 

[27] K. Feng, Y. Chen, P. Deng, Y. Li, H. Zhao, F. Lu & Z. Li, "Improved high-temperature hardness and wear resistance of Inconel 625 coatings fabricated by laser cladding", Journal of Materials Processing Technology, vol. 243, pp. 82-91, 2017.

 

[28] P. Petrzak, K. Kowalski & M. Blicharski, "Analysis of phase transformations in Inconel 625 alloy during annealing", Acta Physica Polonica A, vol. 130, no, 4, pp 1041-1044, 2016.

 

6- پی‌نوشت

[1] Direct laser metal deposition

[2] Wang et al 

[3] Ferreira et al

[4] Coa et al

[5] Hu et al

[6] Optical Microscope (OM)

[7] Unimet

[8] Scanning Electron Microscop (SEM)

[9] Vega Tescan

[10] Energy Dispersive Spectroscopy

 

برای ارجاع به این مقاله از عبارت ذیل استفاده نمایید:

Please cite this article using:

Mohammad Gavahian Jahromi, Reza Shoja-Razavi, Hamed Naderi, Fareed Kermani, Evaluation the Effect of Heat Treatment on Solidification Structure Segregation and Mechanical Properties of Inconel 625 in the Additive Manufacturing Process by DLMD Method, New Process in Material Engineering, 2024, 18(1), 1-13.

 

 

 

---