2. materials e métodos

2.1. material Fabricação e preparação de amostra 

  -/-&dentro do Faixa de composição permitida especificada pelo padrão ASTM para a liga deníquel de fabricação aditiva UNS N06625. As composições fornecedoras#Supplied são listadasna Tabela 1. Os parâmetros de fabricação incluem um laser ND: YAG operado em 195 W, uma velocidade de digitalização a 800 mm s e um espaçamento de escotilha de 100 μm. Durante a fabricação, a largura do Melt pool variou entre 105 e 115 μm. Mais detalhes sobre a fabricação podem ser encontrados elsewher

101; [19].

  -

  

   ---tabela 1. Composi�o medido dos p�s de matéria-prima Virgin in625 utilizadosneste trabalho, conforme fornecido pela folha de dados do fornecedor-Supplied e determinada após o padrão ASTM E1019 bem como a gama permitida de composição de In625. A incerteza relativa de testes para elementos com fração de massa entre 5 e 25% é de ± 5% do valor, para elementos com fracções de massa entre 0,05% e 4,99% é de ± 10% do valor, para elementos com fracções em massa inferiores a 0,049% é ± 25% do valor.--

  

2.2.  

g

gscanyling microscopia (SEM) --

we usou microscopia eletrônica de varredura (SEM) para executar exames microestruturais ex situ das amostras comoFabricated e de calor Teated. A emissão de campo JEOL S 7100F (JEOL, LTD, Akishima, Tóquio, Japão) é equipada com um Oxford X-MAXN (Oxford Instruments Plc., Abingdon, UK) Energy-Dispersive X-ray Spectrometry (EDS) detector. Nós operado o SEM a 15 kV.-----=avaliar o efeito do tratamento térmico sobre a microestrutura de IN625, IN625nós encapsulado amostras em ampolas de vácuo e os tratamentos térmicos realizados em 700 e 800 ◦C ◦ C. Nós polimos os espécimes SEM após procedimentos metalográficos padrão, gravamos a superfície com o Aqua Regia, e realizou a análise microestrutural com SEM. Para esta caracterização, as superfícies amostras impostas são paralelas à direção de construção, permitindo que as informações microestruturais das regiões dendríticas e interdendríticas sejam capturadas./&#--&# 2.3 .

nin sigo syncrotron ângulo pequeno X ay dispersão e x difraction-=--

fairam synchrotronbased, in situ ultra smallangle xay dispersing ( Usáxs), pequenosangle x

ay dispersão (saxs) e medições XRDna instalação de USAXna fonte de fótons avançada, Laboratório Nacional Argonne, EUA [23]. O in situ USAXS e SAXS monitoram a morfologia muda durante uma transformação

state sólida induzida pelo tratamento térmico. Dentro de seus limites de detecção, o XRD in situ fornece informações sobre anatureza da transformação destate sólido. Combinado, viasaxs, saxs e xrd cobrem uma dispersão contínua Q variam de 1 × 10-4 Å-1 a ≈6,5 Å-1. Aqui, Q 4π λ SIN (θ), onde 101; λ é o comprimento de onda x-ay e θ é um-half do ângulo de dispersão 2θ. Mais detalhes sobre esta configuração podem ser encontrados elsewhere [24].

 Para este estudo, utilizou-se monocromáticos Xrays a 21 keV (λ

0,5904 Â). A densidade do fluxo X

Rayna amostra éna ordem de 1013 mm-2 s -1. A amostra comofAbricated foi mecanicamente polida para ≈50 μm em espessura. Usamos um estágio térmico do Linkam 1500 para controlar a temperatura. Após uma medição inicial à temperatura ambiente, realizamos uma dívida isotérmica de 10,5 h a 700 ◦c, com uma taxa de aquecimento da temperatura ambiente até a temperatura alvo a 200 ◦C por min. Os tempos de aquisição de dados para Usaxs, SAXS e XRD são 90 s, 30 s e 60, respectivamente, levando a uma resolução de tempo de medição de ≈5 min. As dimensões espaciais da área de volume do calibre foram de 0,8 mm × 0,8 mm para via relaxamento e 0,8 mm × 0,2 mm para saxs e xrd.-------2.4.

termodinamic Cálculos

\\n \\nsuperalloys [25,26]. Para comparar com os eventos de precipitação observados experimentalmente, calculamos a cinética de precipitação usando o módulo TC \\ NPrisma [27-29]. Este módulo é baseadona teoria da Langer-Schwartz [30] e métodosnuméricos de Kampmann-Wagner [31,32] e calcula anucleação, o crescimento e o ruje de precipitados em um sistema multicomponente e multicomada, integrando informações termodinâmicas e de difusão fornecidas pela Calphad descrições. A saída de simulação inclui a evolução do tempo \\ Ndependente da distribuição de tamanho de partícula, densidade donúmero, raio médio e fração de volume. Mais detalhes sobre os cálculos de Calphad podem ser encontrados em Elsewher \\n \\ N101; [33]. \\ N \\n \\n \\n3. \\ N \\n \\n \\n3. \\ N \\n \\nsults and discussion \\n \\n \\n \\nfigure 1 mostra um equilíbrionb \\nisopleth para a composição de pó listadana tabela 1. Além do FCC Matriz, MC, M23C6, Σ, P e Δ são fases de equilíbrio termodinamicamente estável. Δ, especialmente, é estável em uma ampla faixa de temperatura de menos 600 a ≈1200 ◦C, dependendo da fração de massa de NB. Nós estabelecemos anteriormente que a microsegregação significativana região interdendrítica existeno ASFABRICADO IN625 devido à rejeição solute causada pela diferençana solubilidade em fases líquidas e sólidas [19,34]. Calphad \\ NBased simulações de solidificação previstas pelo modelo Scheil-Gulliver e por Dittra usando previsões finitas \\ Nelement \\ Nelement \\ Nelysis Thermal \\ Nmodel As previsões sugerem que a entrada sugere microeegragens extremas de elementos de liga de mo enb. Por exemplo, a fração de massa predicada varia de ≈2% a ≈22% entrenúcleos dendríticos secundários, que está muito além da faixa permitida de NB entre 3,15% e 4,15% (Tabela 1). As medições anteriores do Synchrotron Syncrotron demonstraram que a microegregação é concentrada perto dos centros interdendríticos em uma escala de 10nm [35], que é consistente com as previsões do modelo [19]. Este tipo de microejamento extrema torna efetivamente a parte em 625nffabricadanão dentro da especificação do IN625 em todos os lugares, resultando em transformaçõesnão intencionadas e deletérios de \\nstatenesta liga. \\n.