SLM对适印性和微观结构的影响：(2)(Inconel625／N06625／2.镍基变形高温合金4856)

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1、SLM对适印性和微观结构的影响：(2)

2、Inconel625／N06625／2.4856镍基变形高温合金

SLM对适印性和微观结构的影响：(2)

图12 NiCu加工图中在PDAS值为0.7μm、，在0.7μm PDAS树枝晶结构在参数设置下显著，0.4μm树枝晶结构中等，0μm树枝晶体结构呈平面状，在每一个中NiCu溶质沿熔体池边界的耗尽可以在立方体中观察到。

同样，图14显示在0.3μm和0.25μm的PDAS值，但在0.15μm时Zr相对分离量较低(~~ 1% ，图13和图15中的NiAl和Ni-8.8Zr此外，图13还观察到，随着激光功率的增加Al一般损失。

这可能是由于印刷材料中的铝在高激光功率下会蒸发，验证了单轨上观察到的微偏析和枝晶尺寸可以用来生成L-PBF对于微结构加工图，变量不易转换为可用参数、输入数据或材料选择约束，因此，预测PDAS易于获得的材料性能和L-PBF。

本研究的单轨数据用于统计测试PDAS预测材料的性能和值，并建立经验方程L-PBF中的PDAS，图16 本研究提出的高维材料数据采用材料信息学策略，a)一个适合列车和测试的随机森林验证图PDAS数据集，b)随机森林特征的重要图显示PDAS材料性能及。

c)验证图显示了本研究建立的经验模型的预测准确性，v:激光扫描速度，Tm:合金熔化温度，P:激光功率，ke:分割系数，

c)验证图显示了本研究建立的经验模型的预测准确性，v:激光扫描速度，Tm:合金熔化温度，P:激光功率，ke:分割系数，T:结果表明，合金凝固温度范围。

凝固组织与各合金的凝固范围有关Ni-5Zr可能是因为合金，另一方面，因为NiAl合金的凝固范围和ke值（0.2)因此，没有铝偏析K和0.96)在凝固过程中，较大的凝固范围允许有时间从基体相中去除溶质。

这导致细胞树枝结构在粉末颗粒中观察到，主枝晶臂间距在单轨扫描参数空间中(PDAS)量化可以构建加工图，定性细化参数空间中的预期分离，成功预测了四种镍基合金中溶质偏析的程度。

利用这些工艺图优化工艺参数可以控制微偏析，3.3.对跨合金系统的单轨微观结构进行比较，提出使用L-PBF工艺参数和简单材料性能预测PD，该模型测量单航迹pda然而，数据具有良好的拟合性。

在将模型推广到与本文明显不同的合金之前，可能需要修改图10 Ni-20 at% Cu单轨在{71 W这些显微图像显示了激光功率扫描速度参数空间的不同位置，NiAl熔化温度更高(1417)°C），每个参数设置处似乎都有更小的熔池。

相比之下，Ni-8.8Zr更大的可观察熔体池，熔化温度更低(1167)摄氏度)，300LED灯下?J/m、NiCu、Ni-5Z，而NiAl熔池形态显示导电模式熔化。

图6更清楚地显示了熔池尺寸与合金熔化温度的关系，以及每种材料的熔池宽度(图6)a）和深度（图6b），单轨的宽度和深度似乎取决于每种合金的熔化温度。就宽度和深度而言，镍镉合金（1377）°C）。

镍-5Zr（1327?°C）和Ni-8.8Zr(一、气体雾化Ni-5.表面形状和横截面微观结构为%Al，Ni-20?在%Cu（NiCu）时，镍-5?在%Zr（Ni-5Zr）和Ni-8.8?图4中显示粉末，NiCu和Ni-5Zr微树可以直接观察到粉末颗粒的表面NiCu和NiAl类似的晶界观察到粉末表面。

Ni-5Zr粉末的横截面显示白色偏析结构，NiCu和NiAl晶粒结构观察到横截面，NiCu可能含有粉末颗粒Cu但是，Ni和Cu原子序数之间的相似性可能导致Cu偏析区域，Ni-8.8Zr共晶粉末在高凝固率下显示共晶合金，特征工程和生成利用数学操作符、工艺参数和材料属性来评估新特性PDAS中的。

线性回归算法简单，计算成本低，从模型中消除预测精度差的特征，在迭代过程中改进性能好的特征，Horn经过多次迭代，不超过6个参数和材料属性组合被用来生成新的特征。

获得以下经验公式：这些熔池尺寸变化可以解释图3中显示的每观察到这些熔池尺寸变化NiAl这四种合金中更小的可打印区域是由于缺乏熔合区域，缺乏熔合区的标准是基于预测的熔池深度，因此与其他合金相比。

NiAl熔化温度高，熔化池浅，导致熔化不足。所有四种合金缺乏熔合边界的趋势与熔合池的尺寸相似。熔化温度高的合金显示出较大的未熔合区。然而，这些合金中的键孔边界似乎恰恰相反。

本文研究了Ni-20 at% Cu、Ni-5 at，在激光功率扫描速度参数空间中，建立并验证了每种合金的孔隙组织加工图，以确定合金成分和材料性能如何影响L-PBF本研究可以得出以下结论：熔池和基板中观察到的局部结论：Ni5Zr混合也可以。

这是可以解释的Ni-5Zr中沿熔池边界观察到的成分均为共晶Ni-8.8Zr单轨顶部的观察非常相似，Ni-8.8Zr熔池与共晶基板之间立即显示合金，未观察到Zr损耗，Ni-8.8Zr熔池内的完全均匀性表明合金的凝固范，图8 以212显示左栏 W和0.30 m/s打印，红色和蓝色框表示WDS图的位置，中间的一列从每个熔体池的顶部显示WDS图。

右边的一列显示了来自每个熔体池边缘的光学显微照片。白色虚线表示这些图像中难以区分的单轨边界（如果需要解释此图例中引用的颜色，读者可以参考本文的网页版本）。本文研究了它AM开发和比较中合金系统加工图。

3．5，L-PBF中PDAS图8和图9显示了比图7低能量密度的多个参数下的单轨的统计分析和经验方程P = 212 W，v = 0.3 m/s。

LED = 706.7 J/m时，NiCu与5180相比，顶部和边缘有微弱的细胞微偏析结构 J/m图8中的单轨印刷(高达5%)观察到铜偏析(高达3.5%)较少NiAl WDS图中没有明显的特征。

说明这些参数下的凝固速度过高，导致熔体池边界溶质均匀耗尽NiCu相似，Ni-5Zr相对偏析量显示较低(Zr 更高%，在5180 J/m下打印轨道(Zr 更高可达%，图9 每种合金成分的单轨光学显微图分别印在{16。

与之相关的显示WDS图的左边，一切WDS图片是从每个融化池的顶部拍摄的，白色虚线表示这些图像中难以区分的单轨边界和L12/fcc基底相比，fcc在衍射数据中，金表面膜的这种不同取向可以清楚地区分膜(图A），

只观察旋转结构或反向堆叠膜，这是高表面扩散的明确指示。随着原子模拟的大规模嵌入，它也显示出来Au/Cu3Au为了验证图11中显示的失配空位位错的形成(PDAS热图。

基于孔隙度处理图和PDAS在参数空间的三个位置打印热图，图12、图13、图14、图15分别为NiCu、Ni，706.7 J/m和5180 J/m条件下，Ni-8.8Zr合金显微组织没有明显差异，完全成分均匀性显示在两个参数下，图9显示在两个参数集中({P = 165 W。

v = 0.55 m/s，LED = 300 J/m}和{P = 118 W，v = 0.8 m/s，LED = 147.5 J/m})单轨下打印，NiCu、NiAl和Ni-8.8Zr设置两个参数，NiCu的WDS成分波动可以在图中观察到，这可能是由于基板的局部成分和基板与沉积粉的混合。

Ni-5Zr在300

此外，吉布斯-汤姆逊系数和液体扩散系数是新合金系统的材料，L-PBF在整个施工过程中，条件会发生局部变化，凝固条件取决于当地的热历史和散热机制，图13 Ni-5在% Al表2中列出的复合孔-微观结构和每个印刷立方体的波长色散谱(WDS，印刷方块{P = 100 W。

v = 0.05 m / s，h = 130μm}，{P = 125 W，v = 0.30 m / s，h = 85μm}，{P = 240 W。

v = 0.90 m / s，h = 85μm}，江苏激光联盟简介：这些结果是直观的，因为当暴露在相同的能量水平时，预计熔化所需能量较少的合金将经历更多的熔化。

v = 0.90 m / s，h = 85μm}，江苏激光联盟简介：这些结果是直观的，因为当暴露在相同的能量水平时，预计熔化所需能量较少的合金将经历更多的熔化。

然而，有趣的是，尽管熔化温度差异很大(高达285℃）?K对于NiA，许多单轨在每个参数集的宽度和深度上都有一个标准偏差，合金之间熔池尺寸的更大差异超过1000LE，3.结果和讨论。

3.2.跨合金系统比较每个熔体池边缘的单轨尺寸和印刷适性WDS在图中可以观察到单轨熔体边界NiCu单轨熔体边界观察到约4%的铜损耗和熔体池内的柱状偏析结构。当凝固从零速增长时，铜的耗尽表明熔合边界处有瞬态。

冷凝过程中的低生长率可以解释熔合边界附近的平面。一旦材料降低到液相线温度以下，冷凝开始于熔合边界。当温度降低到液相线以下，生长率超过结构的过冷极限时，熔合边界的平面结构化为柱偏析结构。

NiCu熔池各部位的显微组织差异较大，顶部为细胞偏析，边缘为柱状偏析，这是由于热条件和生长速度沿凝固前沿不同位置的变化，NiCu熔池顶部的电解槽结构显示出相似的尺寸，表明电解槽处于稳定状态。

NiAl也显示在熔池边界Al然而，由于凝固范围较低，耗尽（ΔT），溶质铝原子从基体中分离的时间要短得多，这种影响比NiCu(1.?消耗%时)，Ni-5Zr沿熔池边界显示一个大的均匀区。

贫锆枝晶结构显示在熔池的边缘，这可能表明NiCu和NiAl在NiCu和NiAl中，Zr分析熔池边界，足以凝固成共晶。

一是四种合金PDAS采样数据集 ，以获得代表PDAS值范围的数据的更佳分布，这需要从分析中删除许多等于零的PDAS值，然后，该数据集被分成两部分。

　　80%的数据用于训练