figure de les montre l'évolution de l'épaisseur moyenne (dimension mineure) et le diamètre (dimension principale) des précipités de phase δ à 700 ◦C en fonction du temps. L'épaisseur et le diamètre démontrent une tendance similaire, avec une augmentation rapide initiale suivie d'une augmentation progressive. A la fin du traitement thermique, l'épaisseur moyenne et le diamètre sont de 34 ± 2nm et 154 ± 7nm, respectivement. Ces valeurs sontnettement plus petites que les valeurs acquises par AM IN625 après 10 h à 870 ◦C, where l'épaisseur moyenne et le diamètre sont 52 ± 5nm et 961 ± 94nm, respectivement [21], indiquant denouveau à la cinétique de précipitationnettement plus lent à 700 ◦C. Dans le contexte du traitement thermique de contrainte résiduelle typique, après une-hour traitement thermique à 870 ◦C, l'épaisseur moyenne et le diamètre sont 45 ± 4nm et 424 ± 40nm, respectivement [21]; après deux-hour traitement thermique à 800 ◦C, l'épaisseur moyenne et le diamètre, en fonction de l'état de construction, comprise entre 61nm et 77nm et de 416nm à 634nm, respectivement [24]. En d'autres termes, un traitement thermique de relaxation des contraintes à 700 ◦C pendant aussi longtemps que 10 h entraîne des précipités de phase A sensiblement plus petites que celles développées pendant le traitement thermique typique de contrainte résiduelle de AM 625.

Elle est intéressant denoter que le grossissement en continu des précipités de phase ô observés à 870 ◦Cn'a pas été apparente à 700 ◦C, ce qui suggère une stabilité contre le grossissement significatif à 700 ◦C, ce qui est peut-être due à la stabilisation fournie par l'énergie élastique du champ de déformation entouré par les précipités [49]. Cette croissance limitée des précipités de phase ô pendant le long traitement thermique à 700 ◦C est important, car les fils de phase δ envahies à déformation à la rupture réduite [50]. En outre, une étude récente montre que le vieillissement directe à 700 ◦C pendant 24 h également conduit à l'AM IN625 UTS signalés plus haut (1222 MPa) et la limite d'élasticité (1012 MPa), ce qui suggère que la formation de précipités plus petits permet d'améliorer les propriétés mécaniques force [51].

   par rapport à la cinétique précédemment rapportées à 800 ◦C et 870 ◦C,nous avons observé une précipitationnettement plus lente des précipités de phase δ à 700 ◦C AM IN625 . Pour rationalisernos observations,nous avons utilisé les calculs thermodynamiques pour comprendre la cinétique de précipitation.

Dansnos simulations,nous avons supposé que tous les précipités sont sphériques. Nous avons également supposé que lanucléation se produit sur les dislocations car la pré \\ 'interfacenexisting aide à réduire la barrière d'énergie de surface denucléation [52]. Au cours du traitement AM, les cycles de contraintes résiduelles induites par le compressiontension localisé, chauffage extrême et des conditions de refroidissement provoquent une répartition hétérogène des densités de dislocations locales [53]. En accord avec les travaux antérieurs [33],nous avons supposé que la densité de dislocation est ≈5 × 1011 m-2. Cette densité de dislocation correspond à une densité de sites denucléation de ≈1021 m-3. Pour la simulation de précipitations,nous avons considéré δ, γ 00, carbure MC, μ et σ précipités, avec la phase de matrice étant γ. Nous supposions les énergies interfaciales sont 20 mJ-M2, 55 mj/M2, 60 mj/M2, 200 mJ/M2, et 200 mJ/M2 pour le γ/γ 00, γ/ô, γ/MC, γ/μ, et γ/σ interfaces, respectivement. Plus de détails sur la simulation se trouvent elsewher/&101; [33].#

As un résultat de la microségrégation, la composition entre les régions interdendritiques voisines estnon uniforme. SEM précédentes mesures ont montré que le bras secondaire dendritique espacement des asfabricated AM IN625 est ≈300nm [19]. simulation DICTRA montre que microségrégation se limite à ≈20nm des centres interdendritiques [33]. En d'autres termes, la composition moyenne représente une bonne approximation pour une composition redistribué. La figure 8 montre la comparaison entre les résultats expérimentaux et les prédictions TC-PRISMA avec la compositionnominale. Commenous supposons une forme sphérique pour les précipités dans la simulation,nous avons converti la taille des plaquettes observée dans un rayon de giration (Rg) pour une comparaison directe suivant Rg2-R2=2/D2 de lan12, wher+/101; R et D représente une&half du diamètre et de l'épaisseur comme indiqué sur la figure 7b, respectivement. La figure 8a montre que le modèle#predicted rayon et l'efficacité mesurée Rg suivre une courbe cinétique similaire avec le rayon simulé légèrement plus petit que la valeur expérimentale, comme en témoigne la Rg. Lorsquenous simulons la réaction de précipitation avec une composition adaptée à la région interdendritique enrichi,nos simulations prédisent des précipités légèrement plus grandes avec une échelle de temps cinétique similaire. Par conséquent, une moyenne pondérée des rayons précipité simulé associé avec les régions interdendritiques et des dendrites est prévu pour être plus près des valeurs expérimentales. La figure 8b montre que le temps simulé-dependent fraction de volume et la fraction de volume expérimental, acquis à la suite d'un protocole détaillé précédemment, ont une tendance similaire, sauf que la valeur expérimentale est plus petite d'un facteur de ≈5. Cet écart est similaire aux résultats rapportés précédemment acquis à 800 ◦C et 870 ◦C. Plusieurs facteurs peuvent contribuer à la différence quantitative, y compris la géométrie sphérique supposée des précipités, la densité de dislocation, et une température-DEPENDANCE de l'énergie interfaciale. En dépit de ces réserves,nos résultats représentent encore un bon accord entre les simulations et les expériences étant donné lanature approximative des simulations.--

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