Mechanische, mikrostrukturelle und Bruchstudien an Inconel 825

Wissenschaftliche Berichte Band 13, Artikelnummer: 5321 (2023) Diesen Artikel zitieren

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In diesem Artikel wird eine neuartige Methode vorgestellt, die den additiven Herstellungsprozess mit Drahtlichtbogen auf Kaltmetallübertragung nutzt, um funktionell abgestufte Inconel 825–SS316L-Wände herzustellen. Die optische Mikroaufnahme von Inconel 825 zeigt kontinuierliche und diskontinuierliche dendritische Strukturen. Die SS316L-Region umfasst 5 % δ-Ferrit in primären austenitischen (γ) Dendriten, was durch das Creq/Nieq-Verhältnis von 1,305 bestätigt wurde. Die funktionell abgestufte Grenzfläche zeigt eine teilweise gemischte Zone mit einem Übergang von länglichen Dendriten zu feinen gleichachsigen Dendriten. Die Zugeigenschaften der hergestellten Wand wurden bei Raumtemperatur anhand von Proben aus Inconel 825, SS316L und den Grenzflächenbereichen bestimmt. Die Morphologie der auf Zug geprüften Proben zeigte eine erhebliche plastische Verformung, was auf ein duktiles Versagen hinweist. Die Bruchzähigkeit der Wand wurde experimentell mithilfe des CTOD-Tests (Crack Tip Opening Displacement) untersucht. Die Bruchmorphologie zeigte einen duktilen Bruchmodus mit Streifen senkrecht zur Richtung der Rissentwicklung. Die Kartierung der Elemente ergab, dass es keine Anzeichen einer Elementsegregation auf den Bruchflächen gab und die Elemente gleichmäßig verteilt waren. Der CTOD beträgt 0,853 mm, 0,873 mm auf der Inconel 825-Seite bzw. SS316L-Seite. Die Testergebnisse bestätigen, dass sowohl die Inconel 825- als auch die SS316L-Seite eine gute Bruchzähigkeit aufweisen.

Im Laufe der Geschichte war die Fähigkeit, Materialien zu verstehen und zu manipulieren, von entscheidender Bedeutung für den Fortschritt der Technologie. Heutige Wissenschaftler und Ingenieure verstehen den Wert neuartiger Materialien im Hinblick auf Wirtschaft und Umwelt. Funktional abgestufte Materialien (FGMs) sind hochentwickelte und äußerst funktionelle Zonen in einem Teil, die eine ständige Änderung der Elementzusammensetzung aufweisen, was zu neuartigen und maßgeschneiderten mechanischen oder thermischen Eigenschaften führt1. Die Fähigkeit, Materialien mit verbesserten Eigenschaften zu entwickeln, die für eine Vielzahl von Anwendungen geeignet sind, darunter Luft- und Raumfahrt, Schifffahrt, Nukleartechnik und Hochtemperaturschutzbeschichtungen, hat die Aufmerksamkeit für FGMs deutlich erhöht2. Größe und Strukturmerkmale sind zwei Faktoren, die zur Klassifizierung von Gradientenmaterialien herangezogen werden können. Farbverläufe können voluminös oder dünnschichtig sein (wie Oberflächenbeschichtungen), was unterschiedliche Verarbeitungstechniken erfordert. Sie werden je nach Struktur in zwei Gruppen eingeteilt: kontinuierlich und diskontinuierlich. Bei Materialien mit diskontinuierlichen Gradienten variiert die Mikrostruktur oder chemische Zusammensetzung allmählich und die Grenzfläche ist typischerweise wahrnehmbar und beobachtbar. Im Gegensatz dazu ändert sich bei Materialien mit kontinuierlichen Gradienten die chemische Zusammensetzung oder Mikrostruktur kontinuierlich mit der Position, sodass es nahezu unmöglich ist, eine klare Grenze als Grenzfläche über die abgestufte Struktur zu erkennen3.

In letzter Zeit haben sich viele Forscher auf metallbasierte FGMs konzentriert. Sobczak et al.4 diskutierten die grundlegenden Herstellungsprozesse für metallbasierte FGMs. Domack et al.5 verwendeten drei unterschiedliche Herstellungstechniken, um Inconel 718-Ti–6Al–4V FGM herzustellen. Es wurde berichtet, dass die Proben der Laserdirektmetallabscheidung eine bemerkenswerte Elementsegregation und grobe dendritische Mikrostrukturen aufwiesen. Mithilfe des Kaltmetalltransferschweißens untersuchten Tian et al.6 das mechanische und mikrostrukturelle Verhalten unterschiedlicher Ti-6Al-4 V- und AlSi5-Legierungen und fanden einen Riss in der Grenzschicht. Es entstand an der Grenzschicht und breitete sich aufgrund der unterschiedlichen Legierungsschrumpfung zwischen Al und Ti auf die Al-Seite aus. Niendorf et al.7 berichteten, dass selektives Laserschmelzen (SLM) zur Herstellung von Edelstahlteilen mit einer Vielzahl lokaler Funktionalitäten eingesetzt wird. Sie fanden heraus, dass ein steiler Mikrostrukturgradient zu unterschiedlichen lokalen mechanischen Eigenschaften führt. Es wurde gezeigt, dass gezielte Energieabscheidung zur Herstellung von FGMs aus Inconel 625 und SS304L verwendet werden kann und dass die Eigenschaften und thermodynamischen Modelle dieser Materialien von Carroll et al. untersucht wurden.8. Inconel-Legierungen sind schwierig zu verarbeiten, da sie während der Verarbeitung zum Aushärten neigen und an Schneidwerkzeugen haften bleiben9,10. Inconel825 und SS316L waren austenitische Materialien mit hohem Chromgehalt, die eine hervorragende Beständigkeit gegen Hochtemperaturkorrosion bieten11. Beim Schmelzschweißen dieser beiden Materialien kann es zu Erstarrungsrissen kommen. Um dieses Problem zu vermeiden, kann der auf dem Kaltmetalltransfer (CMT) basierende WAAM-Prozess eingesetzt werden12. Das CMT-Verfahren ist ein modifiziertes Metallschutzgasschweißverfahren, das 2004 von Fronius International, Österreich, entwickelt wurde. Wie der Name schon sagt, handelt es sich bei CMT-basiertem WAAM um einen Prozess, bei dem geschmolzenes Metall mit einer sehr geringen Wärmezufuhr zur Herstellung der Wand übertragen wird. Das intelligente Automatisierungssystem und ein Schweißkopf mit integrierter Steuerung ziehen den Zusatzstoff bei Kontakt aus dem Schmelzbad, übertragen das geschmolzene Metall mechanisch und reduzieren so die dabei entstehende Wärmemenge. Um die Abkühlrate zu erhöhen, sind außerdem Lamellen aus Aluminium und Gebläse unterhalb des Substrathalters installiert. Dies erhöht die Qualität der gedruckten Teile. Darüber hinaus sorgt der CMT-basierte WAAM-Prozess für einen stabilen Lichtbogen, eine verbesserte Prozessstabilität und eine begrenzte Verdünnung13. Daher ist CMT-basiertes WAAM ein hochspezialisiertes additives Fertigungsverfahren mit enormem Potenzial für die Massenproduktion aufgrund seiner höheren Abscheidungsrate, die eine schnellere Fertigung als jedes andere additive Fertigungsverfahren ermöglicht.

Die Bruchzähigkeit ist eine wichtige Eigenschaft, die angibt, wie widerstandsfähig es gegenüber Rissen ist, und abschätzen kann, wie viel Spannung erforderlich ist, um einen bereits vorhandenen Fehler auszubreiten. Bei der Bearbeitung, Herstellung oder Wartung eines Bauteils können Fehler nicht vollständig vermieden werden.

Man geht davon aus, dass die Rissspitzenöffnungsverschiebung (CTOD) das wichtigste Kriterium zur Beurteilung der Bruchzähigkeit von Stahlschweißkonstruktionen ist. Leng et al.14 untersuchten mithilfe von CTOD den Zusammenhang zwischen Bruchzähigkeit und Morphologie von S335G10 + N-Schweißkonstruktionen. Es wurde festgestellt, dass der CTOD mit zunehmender durchschnittlicher Korngröße abnimmt. Guo et al.15 experimentierten mit verschiedenen Bereichen von 9Cr- und Cr-Mo-V-Schweißverbindungen. Sie beobachteten, dass die Bruchzähigkeit der Cr-Mo-V-Seite deutlich größer war als die der 9Cr-Seite. Wang et al.16 untersuchten die Brucheigenschaften und Morphologie von Schweißkonstruktionen aus Edelstahl A508 und 316L. Es wurde über duktile Brüche mit Mikroporenkeimbildung, -wachstum und -koaleszenz berichtet. Darüber hinaus wurde festgestellt, dass der Bruchweg der Schweißkonstruktion maßgeblich von der Ausrichtung der säulenförmigen Austenitkristalle in der Schweißkonstruktion beeinflusst wird. Li et al.17 untersuchten die Brucheigenschaften von Fe3Al- und Cr18-Ni8-Schweißverbindungen. Es wurde festgestellt, dass sich die Rissöffnung auf der Fe3Al-Seite befindet, die eine erhebliche Anzahl von Verformungen aufweist. Nur wenige Risse haben sich horizontal bis zur Schmelzzone ausgebreitet und endeten an der Schweißnaht. Der Großteil der Risse erstreckte sich weiterhin entlang der Fusionszone. Die Rissbildung in einer funktionell abgestuften Beschichtung wurde von Bao et al.18 untersucht. In ihren Studien wurde der Einfluss von Materialinhomogenitäten auf Stressintensitätsfaktoren untersucht. Die CTOD-Analyse wurde verwendet, um die Bruchzähigkeit des Materials bei Raumtemperatur unter Verwendung des BS7448-Standards zu bewerten, trotz mehrerer anderer Methoden. Die J-Integral-Methode, die das Linienintegral verwendet, ist anspruchsvoll und unzuverlässig. Die aus der Rissmündungsöffnungsverschiebung abgeleitete CTOD-Methode eignet sich besser zur Berechnung der Bruchzähigkeit19,20,21,22,23,24.

Obwohl das CMT-basierte WAAM in der Lage ist, fehlerfreie Komponenten herzustellen, können während seines Einsatzes in Branchen wie dem Öl- und Gastransport Fehler auftreten. Aus diesem Grund ist die Beurteilung des Bruchverhaltens von Bauteilen von entscheidender Bedeutung, um deren Sicherheit zu gewährleisten. Über die Bruchzähigkeit von FGM-Wänden, die mit CMT-basiertem WAAM hergestellt wurden, wurde nicht berichtet. Ziel dieser Forschung ist es, das Bruchverhalten von funktional abgestuften Wänden aus Inconel 825-SS316L zu bewerten, die mit CMT-basiertem WAAM hergestellt wurden. Die hergestellten Wände wurden auf Mikrostruktur, Bruchmorphologie und Einschlüsse in der Nähe der Bruchzone analysiert, um ihre Bruchzähigkeit zu ermitteln.

Inconel 825 hat eine stabile Austenitstruktur und enthält geringe Mengen Molybdän, Titan und Kupfer. Die elementare Zusammensetzung der Legierung ist für den Einsatz in extrem korrosiven Umgebungen ausgelegt. Der hohe Nickelgehalt bietet ausreichend Widerstand gegen Spannungsrisskorrosion. Nickel fungiert zusammen mit Molybdän und Kupfer als Schutzbarriere, indem es das Vorhandensein schädlicher Säuren in der Umwelt reduziert. Chrom sorgt für Beständigkeit gegen Korrosion und unerwünschte Oxidationsmittel. Das Titan stabilisiert die Legierung gegen Sensibilisierung und ermöglicht so, dass sie einer intergranularen Verschlechterung standhält. Bei kryogenen Temperaturen verhindert die austenitische Beschaffenheit von SS316L eine Sensibilisierung [23, 24]. Die chemischen Zusammensetzungen der im Herstellungsprozess verwendeten Drahtelektroden wurden spektroskopisch ermittelt und sind in Tabelle 1 zusammengefasst.

Die fertige Wand in Abb. 1 ist 160 mm lang, 120 mm breit und 16 mm dick. Es wurde durch Tröpfchenübertragung von zwanzig Schichten Inconel 825 und anschließend zwanzig Schichten SS316L hergestellt. Die Tröpfchenübertragung erfolgte mit Fülldrähten mit 1,4 mm Durchmesser. Jede Schicht wird auf eine Höhe von 4 mm aufgebaut. Basierend auf unserer vorherigen Studie25 wurden die Variablen im CMT-WAAM-Prozess ausgewählt (Tabelle 2).

Bestandswand mit (a) Höhe (b) Breite (c) Dicke.

Das geschmolzene Metall wird mit einer sehr geringen Wärmezufuhr zur Bildung der Wand übertragen. Um die Kühlrate zu erhöhen, sind unterhalb der Substrathalterung Aluminiumlamellen sowie ein Lüfter verbaut. Der Wandbauvorgang wurde vollständig programmiert und von einem vollautomatischen CMT-Roboter durchgeführt, der die Wand kontinuierlich und ohne Unterbrechung baute. Dadurch gibt es keine Ausfallzeiten zwischen den aufgebauten Schichten. Der Prozess wurde nach dem Aufbau von 20 Schichten einer Inconel 825-Wand unterbrochen, um die Drahtelektrode von Inconel 825 auf SS316L umzustellen. Vor dem Aufbringen des SS316L-Materials wurde die oberste Schicht der Inconel 825-Wand mit einem Gasschweißbrenner erhitzt, bis sie rotglühend war, um eine starke Haftung an der Grenzfläche sicherzustellen.

Die Mikrostruktur der Wand im abgeschiedenen Zustand wurde mittels optischer Mikroskopie untersucht. Die mikrostrukturelle Bewertung wurde gemäß der Norm ASTM E3-11 (2017) der American Society for Testing and Materials durchgeführt. Die extrahierten Proben wurden 15 s lang 10 ml HCL und 3 ml H2O2 ausgesetzt. Um das Ni/Cr-Äquivalenzverhältnis von SS316L-Proben zu ermitteln, wurde die EDS-Analyse durchgeführt. Der Zugversuch bei Raumtemperatur wurde gemäß der Norm ASTM E8 an den in vertikaler Richtung geschnittenen Proben (Abb. 2a) mit der Drahtschneide-Elektroerosionsmaschine (WEDM)26,27,28 durchgeführt. Die Spezifikation der Zugprobe ist in Abb. 2b dargestellt.

(a) Lage der Zugproben. (b) Spezifikation der Zugproben.

Die Bewertung der Bruchzähigkeit erfolgte mithilfe des CTOD-Tests gemäß ASTM E1290-8929. Zwei Proben wurden hergestellt, indem die hergestellten Wände entlang der Grenzfläche geschnitten wurden, eine mit einer Kerbe im Inconel 825-Bereich (Abb. 3a) und die andere mit einer Kerbe im SS316L-Bereich (Abb. 3b).

Bruchzähigkeitsprobe, gekerbt bei (a) Inconel 825 (b) SS316L.

Die L-T-Ausrichtung entzieht mehr Energie als jede andere Ausrichtung und verleiht ihr dadurch eine höhere Bruchzähigkeit. Die Kerbe wird parallel zur Dickenrichtung der Probe geschnitten. Die bearbeitete Tiefe der Kerbe betrug 45–55 % der Dicke der Probe und der Kerbenwinkel betrug 30°. Um zu bestätigen, dass der Test unabhängig vom Kerbenwurzeleffekt ist, wurde ein Vorrisstest durchgeführt, um einen Riss von der Kerbenwurzel aus zu erzeugen . Um Kerbwirkungen während des Rissbildungsprozesses zu beseitigen, muss die bearbeitete Kerbe tief und schmal genug sein, um keinen Kerbwurzeleffekt auf die Rissbildung zu haben. Um Schäden an der umliegenden Region30 zu minimieren, wird für die Bearbeitung der Kerbe WEDM empfohlen. Gemäß der Norm ASTM E-399 wird die Endvorrisskraft (Pf), die zum Vorreißen der Probe verwendet wird, anhand der Gleichung berechnet. (1)25.

wobei S – Belastungsspanne (mm), B – Probendicke (mm), σy – Streckgrenze, b = W − ao, wobei W – Probentiefe und ao – Kerbenlänge.

Die berechneten Endvorrisslasten von 2,66 kN bzw. 2,34 kN wurden auf die Inconel 825- bzw. SS316L-Proben aufgebracht. Die Belastung erfolgte mit 2 mm/min. Die Vorrisslänge an beiden gekerbten Proben beträgt 2 mm. Nachdem die Probe vorgerissen worden war, wurde der CTOD-Test durchgeführt. Die Verschiebung der Rissspitzenöffnung von ihrer ursprünglichen Position wurde mit einem Rissmund-Clip-Messgerät bestimmt. Die PS-Kurve wurde während des gesamten Verfahrens erstellt (wobei P die aufgebrachte Last und S die Verschiebung der Rissspitzenöffnung bezeichnet). Zur Untersuchung der Bruchoberfläche der Proben wurde eine Rasterelektronenmikroskopie (REM)-Analyse eingesetzt. Die Elementkartierung mittels energiedispersiver Spektroskopie (EDS) untersucht die Elementsegregation an den Bruchflächen. Eine EDS-Linienscananalyse wurde durchgeführt, um das Vorhandensein intermetallischer oder sekundärer Phasen an der Bruchfläche zu bestimmen.

Die optische Mikroaufnahme von Inconel 825 (Abb. 4a) zeigt kontinuierliche und diskontinuierliche zelluläre Dendriten. Beide Mikrostrukturen weisen die gleiche Wachstumsrichtung auf und erscheinen nacheinander. An den Korngrenzen gab es wenige Sekundärphasen. Aufgrund der Legierungszusammensetzung von Inconel 825 ist die Bildung von Karbiden bei hohen Temperaturen unvermeidlich. Da es sich bei Inconel 825 um eine feste Lösung handelt, wurde vorhergesagt, dass viele Ti (N, C)-Ausscheidungen auftreten würden. Da es sich um einen Kaltmetallübertragungsprozess handelt, ist die Wahrscheinlichkeit einer Sekundärphasenbildung sehr gering31. Aus der EDS-Analyse von SS316L wurde ein Creq/Nieq-Wert von 1,305 ermittelt. Dies bestätigt, dass die SS316L-Seite 5 % δ-Ferrit in primären austenitischen (γ) Dendriten enthält (Abb. 4b)32,33.

Optische Mikroaufnahme von (a) Inconel 825 (b) SS316L (c) Schnittstelle.

Die mikroskopische Aufnahme der funktionell abgestuften Wandschnittstelle zeigt eine teilweise gemischte Zone (Abb. 4c). Es zeigt auch einen mikrostrukturellen Übergang von länglichen Dendriten zu feinen gleichachsigen Dendriten. An der Grenzfläche sind keine der üblichen Mängel wie Risse, teilweise Verschmelzung oder Delaminierung vorhanden.

Die Zugeigenschaften der hergestellten Wände wurden anhand der Ergebnisse der Zugversuche bestimmt, wie in Abb. 5a,b dargestellt. Die Zugfestigkeiten von Inconel 825 und SS316L sind vergleichbar mit denen von Knetlegierungen34. Die Maximalwerte der Standardabweichung (UTS: 0,35 % und YS: 1,51 %) sind viel niedriger, was bestätigt, dass die Ergebnisse des Zugtests innerhalb der akzeptablen Grenze liegen.

Zugeigenschaften von Inconel 825, Interface und SS316L im abgeschiedenen Zustand (a) Mittelwerte (b) Standardabweichung mit Fehlerbalken.

Die Zugeigenschaften (UTS, YS und prozentuale Dehnung) der Schnittstelle sind etwas niedriger als bei Inconel 825 und SS316L. Dies kann auf den geringen Wärmeeintrag und die schnelleren Abkühlraten des CMT-WAAM-Prozesses zurückzuführen sein, wodurch Elemente wie Mo und Cr weniger Zeit zum Diffundieren haben, was zu einer teilweisen Vermischung führt25.

Abbildung 6a–f zeigt die REM-Aufnahmen der Bruchfläche während des Zugversuchs. Abbildung 6a–c zeigt den Einschnürungsbereich, der durch plastische Verformung entsteht. Der Halsbereich der Inconel 825-, Grenzflächen- und SS316L-Proben ist in stärkerer Vergrößerung dargestellt (Abb. 6d–f). Bei allen Proben wurde eine große Anzahl von Grübchen beobachtet, was darauf hindeutet, dass das Versagen auf duktile Mechanismen zurückzuführen war.

Gebrochene Oberfläche von (a) Inconel 825 (b) Schnittstelle (c) SS316L Vergrößerte Ansicht des verengten Bereichs (d) Inconel 825 (e) Schnittstelle (f) SS316L.

Das Zugfraktogramm (Abb. 6d) der Inconel 825-Probe weist auf eine faserige, duktile Form des Bruchs hin. Rasterelektronenmikroskopie zeigt trotz der verbesserten Zugeigenschaften das Vorhandensein einer Cluster-Laves-Phase und von Mikrohohlräumen. Das Fraktogramm der Grenzfläche (Abb. 6e) zeigt, dass vor dem Versagen eine ausreichende plastische Verformung stattgefunden hat, was auf einen duktilen Bruch hinweist. Auf dem Fraktogramm der SS316L-Region (Abb. 6f) wurden feine Grübchen und kleine Hohlräume beobachtet, was den duktilen Bruchmodus bestätigt. Im Gegensatz zu Hohlräumen sind Grübchen flache Öffnungen. Durch einen Mikrohohlraum-Koaleszenzprozess erzeugte Grübchen können extrem flach sein, mit Näpfchen von nur wenigen Nanometern35.

In L-T-Richtung wurde eine V-Kerbe geschnitten, da die Probe mehr Energie absorbiert, wenn die Risse in dieser Richtung wachsen. Die experimentellen Parameter und die gemessenen CTOD-Werte sind in Tabelle 3 aufgeführt.

Die Diagramme in Abb. 7a,b zeigen die P-S-Kurven der Probe mit seitlicher Kerbe aus Inconel 825 bzw. der Probe mit seitlicher Kerbe aus SS316L. In beiden Proben wurde der maximale Belastungswert erreicht, was zu einem deutlichen Nachgeben und einer stabilen Rissausbreitung führte. Die Ergebnisse in Tabelle 3 zeigen, dass sich die CTOD-Werte zwischen den beiden Proben nur geringfügig unterscheiden. Der maximale Belastungswert beim Bruch ist auf der Inconel 825-Seite 18 % höher als auf der SS316L-Seite. Dies liegt an der höheren Nickelkonzentration in Inconel 825, die durch eine Verfeinerung der Korngröße die Zähigkeit und Festigkeit verbessert36. Der CTOD-Wert auf der SS316L-Seite ist 2,3 % höher als auf der Inconel825-Seite, was auf eine relativ schnellere Rissausbreitung auf der SS316L-Seite hinweist. Die Bruchzähigkeitswerte von Wänden sind denen der Gussversionen ihrer Grundmetalle (Inconel 825 und SS316L) sehr ähnlich37,38.

Rissspitzenöffnungs-Verschiebungskurve (a) Inconel 825 (b) SS316L.

Die Bruchflächen der Single Edge Notched Bend (SENB)-Proben wurden mittels REM-Analyse untersucht. Abbildung 8a,b zeigt die Makroansicht der gebrochenen Oberfläche, die den Vorriss, das stabile Risswachstum und die endgültigen Bruchzonen der Inconel 825-Probe bzw. der SS316L-Probe zeigt.

REM-Bilder zeigen verschiedene Zonen des Risswachstums (a) Inconel 825 (b) SS316L.

Abbildung 9a,b zeigt die Streifen auf den Bruchpfaden, die das schrittweise Wachstum eines Risses und die Richtung anzeigen, in der sich der Riss ausbreitet. Aufgrund des komplexen Belastungszustands dieser Materialien ist es nicht möglich, einen direkten Zusammenhang zwischen dem Streifenabstand und dem Risswachstum in FGMs39 herzustellen. Wenn die Probe bis zur Bildung von Hohlräumen belastet wird, nehmen die lokalen Spannungen an der Rissspitze zu Stärke. Die Hohlräume dehnen sich weiter aus und verbinden sich mit dem primären Riss.

REM-Aufnahme mit Streifenbildung (a) Inconel 825 (b) SS316L.

Abbildung 10a,b zeigt die duktile Bruchmorphologie der seitlich gekerbten Proben, was darauf hindeutet, dass die Keimbildung und Bildung von Mikrohohlräumen vor dem Beginn des Rissöffnungsprozesses stattfand. Die Keimbildung, das Wachstum und die Koaleszenz von Mikrohohlräumen können zur Charakterisierung des Mechanismus des Risswachstums in duktilen Materialien genutzt werden.

REM-Aufnahme einer Schnellbruchfläche (a) Inconel 825 (b) SS316L.

Die EDS-Analyse wurde an der Bruchoberfläche der Inconel 825- und SS 316L-Proben durchgeführt. Die EDS-Karten (Abb. 11a–h) und Spektren (Abb. 12) des gekerbten Inconel 825-Bereichs zeigen eine Gesamtelementzusammensetzung von 44 Gew.-% Ni, 23 Gew.-% Cr, 18 Gew.-% Fe und anderen Legierungen. Die Kartierung zeigt, dass die Bruchfläche von Elementen wie Ni, Cr und Fe gegenüber den anderen Elementen dominiert wird.

(a–h) EDS-Elementarkartierung der gebrochenen Inconel 825-Region.

EDS-Elementarspektrum und Quantifizierung der Inconel 825-Region.

In ähnlicher Weise zeigen die EDS-Karten (Abb. 13a–h) und Spektren (Abb. 14) des gekerbten SS316L-Bereichs eine Gesamtelementzusammensetzung von 16 Gew.-% Ni, 18 Gew.-% Cr, 46 Gew.-% Fe und anderen Legierungen. Es wurde festgestellt, dass die Zusammensetzung der hergestellten Wand der Zusammensetzung des Grundmetalls ähnelt, was die effektive Herstellung der funktionell abgestuften Wand mit guten Eigenschaften zeigt.

(a–h) EDS-Elementarkartierung der gebrochenen SS316L-Region.

EDS-Elementarspektrum und Quantifizierung der SS316L-Region.

Darüber hinaus bestätigen die Elementarkarten, dass es an den Bruchflächen der gekerbten Inconel 825- und SS316L-Proben keine Anzeichen einer Elementsegregation gab und dass die Elemente gleichmäßig aufgelöst wurden, was bestätigt, dass die Metalle an der Grenzfläche stark gebunden sind.

Der CMT-basierte WAAM-Prozess wird zur Konstruktion funktional abgestufter Wände verwendet, und die Metallübertragungseigenschaften weisen auf den erfolgreichen Einsatz von WAAM zur Herstellung strukturell einwandfreier Komponenten hin. Die Bruchzähigkeit von zwei funktionell abgestuften Proben mit Kerben auf den Inconel 825- und SS316L-Seiten wurde mithilfe der CTOD-Methode und der SENB-Probengeometrie bewertet. Es werden folgende Schlussfolgerungen gezogen:

Die hergestellte Inconel 825-Probe weist sowohl kontinuierliche als auch diskontinuierliche zelluläre dendritische Mikrostrukturen auf, während die SS316L-Probe Austenit und 5 % Deltaferrit in ihrer Mikrostruktur aufweist.

Sowohl Inconel 825 als auch SS316L Zugfraktographen zeigten eine beträchtliche plastische Verformung, was auf einen duktilen Bruchmodus hinweist.

Die Ergebnisse des Bruchzähigkeitstests zeigen, dass es keinen wesentlichen Unterschied in den CTOD-Werten gibt (0,853 mm für die Inconel 825-Seite und 0,873 mm für die SS316L-Seite).

Die Werte der Bruchzähigkeit weichen deutlich voneinander ab; Inconel 825 hat eine Bruchzähigkeit von 36 Mpa\(\sqrt {\text{m}}\, während SS316L eine Bruchzähigkeit von 31,6 Mpa\(\sqrt {\text{m}}\ hat.

Die Bruchmorphologie beider Proben mit seitlicher Kerbe weist darauf hin, dass sie im duktilen Modus mit Streifen senkrecht zur Richtung der Rissentwicklung gebrochen wurden.

Basierend auf den Forschungsergebnissen weist die Grenzfläche der Inconel 825-SS316L-Wand gute Brucheigenschaften auf und kann in rauen Umgebungen eingesetzt werden.

Alle während dieser Studie generierten oder analysierten Daten sind in diesem veröffentlichten Artikel enthalten.

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Fakultät für Maschinenbau, Panimalar Engineering College, Anna University, Chennai, Tamil Nadu, Indien

TS Senthil & M. Puviyarasan

Fakultät für Maschinenbau, Sri Venkateswara College of Engineering, Sriperumbudur, Tamil Nadu, Indien

S. Ramesh Babu

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Die Autoren geben an, dass keine Interessenkonflikte bestehen.

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Nachdrucke und Genehmigungen

Senthil, TS, Babu, SR & Puviyarasan, M. Mechanische, mikrostrukturelle und Bruchstudien an funktionell abgestuften Wänden aus Inconel 825–SS316L, hergestellt durch additive Fertigung mit Drahtlichtbogen. Sci Rep 13, 5321 (2023). https://doi.org/10.1038/s41598-023-32124-3

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Eingegangen: 02. Januar 2023

Angenommen: 22. März 2023

Veröffentlicht: 31. März 2023

DOI: https://doi.org/10.1038/s41598-023-32124-3

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