固溶温度对激光粉末床熔化GH3536 合金组织演变及力学性能影响

2022-09-28马瑞刘林川王亚军白洁檀财旺宋晓国

焊接学报 2022年8期

马瑞，刘林川，王亚军，白洁，檀财旺,3，宋晓国,3

(1.北京动力机械研究所,北京,100074；2.哈尔滨工业大学(威海),山东省特种焊接技术重点实验室,威海,264209；3.哈尔滨工业大学,先进焊接与连接国家重点实验室,哈尔滨,150001)

0 序言

航空航天制造业是一个国家科技实力和工业现代化的重要体现，在推动国家科技发展中起到至关重要的作用[1-3].航天发动机具有生产批量小，装配精度高，试制阶段方案更改频繁等特点，相比于传统加工方式，增材制造技术能够提供一体化生产，通过拓扑优化实现材料的高效利用，突破铸、锻、焊工艺对产品结构的限制，具有巨大的发展潜力和运用前景[4-5].激光粉末床熔化是一种以激光作为热源，通过对金属粉末床逐层扫描，逐层凝固堆积实现复杂零件成形的技术.

GH3536 合金是一种固溶强化型镍基高温合金，具有优异的抗热腐蚀性、抗氧化性能、高温稳定性及组织稳定性，可以在 900 ℃以下长期使用，短时工作温度也可以达到1 080 ℃，常用于制造航天发动机的燃烧室零部件以及其它高温零部件[6-7].

对于激光粉末床熔化技术，国内外学者针对工艺参数优化及热处理制度做了大量研究.Zhou 等人[8]通过改变激光功率和扫描速度，研究了激光工艺参数对缺陷数量的影响，并进行了缺陷率的统计.巴培培等人[9]发现随着激光能量密度的增加，成形试样的气孔缺陷逐渐减少，致密度得到提高.Prasad 等人[10]探究了不同工艺参数对LPBF 制造GH3536 合金组织的影响，发现在实际制造过程中，通过工艺参数的优化，能有效减少缺陷数量，细化晶粒[11-12].通过对LPBF 的成形试样进行后处理能够消除沉积态组织的各向异性[13].郝铭淞等人[14]研究了固溶处理对LPBF 制造的GH3536 显微组织的影响.经固溶处理后，显微组织内部熔池边界完全消失.提高固溶处理温度会使GH3536 合金的组织成分均匀化，从而减少Laves 相的析出.镍基高温合金在激光增材过程中具有高的裂纹敏感性[15].孙闪闪等人[16-17]对LPBF 制造的GH3536 试样进行热等静压和固溶处理，消除裂纹及组织各向异性，改善构件的强度和延展性.

为了探究LPBF 制造的GH3536 合金经过不同温度固溶处理后的组织演变，文中首先通过工艺参数优化，选择成形最好的试样进行不同温度的固溶处理，观察不同温度下组织转变规律，并进行室温和高温拉伸性能测试，分析组织转变对力学性能影响.

1 试验方法

试验采用GH3536 高温合金粉末，材料成分如表1 所示，图1a，1b 为粉末的SEM 形貌，粉末形状呈球形，存在少量的卫星球，没有明显的团聚现象，粉末粒径呈近似正态分布，如图1c 所示，平均粒径为30.2 μm.

表1 GH3536 合金粉末成分(质量分数，%)Table 1 Chemical composition of GH3536 powder

图1 GH3536 高温合金粉末Fig.1 GH3536 superalloy powder.(a) low magnifcation morphology;(b) high magnification morphology;(c) dimensional statistics

激光粉末床熔化GH3536 合金采用SLM280设备进行打印，激光功率(P)在240～ 320 W 之间变化，扫描速度(v)在600～ 1 000 mm/s 之间变化，固定扫描层厚(h)为40 μm，扫描间距(d)为100 μm，相邻打印层间转角为67°.引入综合参数激光能量密度(E)评估激光的能量输入，即

记垂直于构建方向的截面为x-y截面，平行于构建方向的截面为x-z截面.将打印获得的10 mm ×10 mm×10 mm 试样沿构建方向切开制作金相试样，使用DSX510 型光学显微镜(OM)观察抛光状态下试样x-z截面的缺陷分布，每个试样选取中心位置及近表面区域进行缺陷拍摄，通过Image J 软件对平均缺陷率进行统计.选择王水(HCl∶HNO3=3∶1)进行金相腐蚀，腐蚀时间为15 s.采用TESCAN VEGA II(捷克)扫描电子显微镜对试样进行显微组织观察，并使用配套的电子背散射衍射仪(electron backscattered diffraction，EBSD)进行显微结构分析.

选用VHVB-1010SH 型号的立式真空炉进行热处理，分别在1 100，1 180 和1 220 ℃对试样进行1 h 的固溶处理(solution treatment，ST)，记1 100，1 180 和1 220 ℃固溶处理分别为ST1100，ST1180和ST1220.采用UTM5105 X 万能材料试验机，参照国家标准GB/T 228.1—2010 和GB/T 228.2—2015 对固溶处理后试样进行常温和高温拉伸试验.

2 试验结果与分析

2.1 工艺参数优化

不同工艺参数下GH3536 合金试样的缺陷截面分布如图2 所示，发现缺陷存在状态很大程度取决于打印工艺参数.按照缺陷的种类、尺寸以及数量，可将打印工艺划分为3 个区域.区域I 的能量密度范围为60～ 80 J/mm3，缺陷数量多，尺寸大，存在形状不规则的未熔合缺陷.这是由于在低能量密度下，粉末熔化不足，在沉积层之间存在大量未被金属液填充的间隙.未熔合缺陷几何形状不规则，易造成应力集中，降低构件的力学性能.区域II 的能量密度范围为80～ 90 J/mm3，观察到缺陷数量明显减少，存在小尺寸气孔型缺陷，试样成形致密.这是因为随着热输入的增大，金属粉末熔化增加，确保了沉积层之间液态金属的填充，使得未熔合缺陷得到抑制.区域III 的能量密度范围为90～125 J/mm3，缺陷数量重新增多.这是由于热输入过高，形成深熔焊，气孔不易逸出.

图2 工艺试验Fig.2 Process experiment.(a) defect distribution;(b)defect rate statistics

为了量化不同工艺参数下缺陷的数量，采用Image J 软件对图片进行着色及孔隙率的统计.每个工艺参数下随机选取抛光态试样5 个区域的显微图像，计算缺陷所占比例并绘制成图2b，可以观察到区域II 的缺陷率较低，平均缺陷率0.08%.因此选择区域II 中激光功率为280 W，扫描速度为800 mm/s，能量密度为83.3 J/mm3的试样进行后续的固溶处理.

2.2 显微组织

为了消除沉积态组织的各向异性，对试样进行固溶处理.图3a 为LPBF 成形GH3536 沉积态xy截面组织形貌，在激光作用下，长条形熔池轮廓线平行分布.LPBF 试样中未观察到碳化物的存在，这是由于冷却速度过快，碳化物没有充分的时间析出，最终得到过饱和的 γ 固溶体.经过不同温度固溶处理1 h 后试样的光学显微组织如图3b～ 3d 所示，可以看出经固溶处理后，原沉积态的组织结构有不同程度的消失.当固溶温度为1 100 ℃时，激光扫描导致的熔池轮廓线仍然存在，原沉积态组织并没有完全消除，晶粒发生部分再结晶，此时平均晶粒尺寸约为21.50 μm，固溶温度达到1 180 ℃时，晶粒进一步发生再结晶，沉积态晶粒特征基本消失，生长成为大小不一的等轴晶，平均晶粒尺寸约为33.03 μm，当固溶温度升高到1 220 ℃后，晶粒发生了完全再结晶，并伴随着晶粒长大，平均晶粒尺寸为48.09 μm.固溶温度的升高促进了晶界迁移，大晶粒吞噬小晶粒，晶粒尺寸变得均匀.

图3 不同固溶温度的显微组织Fig.3 Microstructure of different solution temperature.(a) as-buit;(b) 1 100 ℃;(c) 1 180 ℃;(d) 1 220 ℃

经过不同温度固溶处理后，试样的碳化物分布有明显差异，当固溶温度为1 100 ℃时，观察到大量的点状碳化物沿晶界析出，结合 Montero-Sistiaga等人[18]的研究，推测该析出相为 M23C6，C 原子在γ-Ni 中溶解度有限，常偏聚于晶界区域，晶界处的C 原子与周围的M 原子(主要为Cr)形成碳化物沉淀.随着固溶温度的不断升高，原子的扩散能力增强，形成的M23C6碳化物存在回溶现象.当固溶温度为1 100 ℃时，碳化物回溶不完全，碳化物的存在阻碍了晶界的迁移，因此晶粒尺寸较小；当固溶温度增加到1 180 ℃后，分布于晶界的碳化物溶解程度增加，碳化物对晶界钉扎减弱，使得晶粒长大的阻力减小.同时随着温度继续升高，热激活过程导致界面自由能降低，促进了晶界迁移.当固溶温度增加到1 220 ℃时，热激活过程使得晶粒进一步粗化.

3 种温度固溶处理后均产生了再结晶，不同程度的缓解了沉积态组织的各向异性.对不同固溶温度的试样进行EBSD 拍摄，其晶粒及晶界特征如图4 所示.IPF 图展示了试样的晶体取向和晶粒尺寸分布，GB 图反映不同种类晶界的数量，其中红色表示小角度晶界，绿色表示Σ3 晶界.KAM 图反映试样内部的局部取向差，局部取向差越大，对塑性变形的阻碍作用越强.当固溶温度为1 100 ℃时，试样晶粒形貌保留沉积态特征，晶粒尺寸较小，内部存在大量大小角度晶界，占晶界总长度的47.5%，再结晶过程进一步进行.通过KAM 图发现，试样内部局部取向差的数值明显减小，对位错运动的阻碍作用减弱.1 220 ℃固溶处理后，晶粒进一步长大，小角度晶界占晶界总长度的1.5%，几乎完全消失，Σ3 晶界占晶界总长度的40.8%.这表明随着固溶温度的升高，不仅促进了再结晶过程的进行和晶粒长大，也为退火孪晶的形成提供了驱动力.从KAM 图可以看出，随着小角度晶界的消除，局部取向差的数值进一步减小，对位错运动的阻碍作用进一步减弱.综上，大角度晶界附近的局部取向差数值较小，对位错运动的阻碍作用主要取决于小角度晶界的数量.

图4 不同固溶温度的IPF 图、GB 图和KAM 图Fig.4 IPF figure,GB figure and KAM figure of different solution temperatures.(a) 1 100 ℃;(b) 1 180 ℃;(c) 1 220 ℃

2.3 固溶温度对力学性能的影响

不同温度固溶处理后试样的晶粒尺寸、晶界类型、碳化物分布存在明显差异.为了探究组织变化对力学性能的影响，进行了常温和高温拉伸试验(图5).常温拉伸结果如图5a 所示，不同的固溶温度下，试样的抗拉强度没有明显区别，约为750 MPa，随着固溶温度的增加，屈服强度逐渐降低，断后伸长率逐渐增加.1 100 ℃时试样的屈服强度的最高为450 MPa，断后伸长率为41%，当固溶温度增加为1 220 ℃时，试样的屈服强度降低为315 MPa，断后伸长率增加为59%.900 ℃高温拉伸结果如图5b 所示，不同固溶温度下，试样的屈服强度相近，约为185 MPa，随着固溶温度的增加，试样的抗拉强度逐渐增大，断后伸长率降低.1 100 ℃时试样的高温抗拉强度为220 MPa，断后伸长率为21%，当固溶温度增加为1 220 ℃时，试样的高温抗拉强度增加为240 MPa，断后伸长率减少为15%.

图5 不同固溶温度试样拉伸性能Fig.5 Tensile properties of samples at different solution temperatures.(a) room temperature tensile;(b)900 ℃ high temperature tensile

对比拉伸试验结果，随着固溶温度的升高，试样的常温和高温拉伸性能的变化趋势存在明显差异，为了探究其原因，对拉伸断口进行SEM 拍摄.常温拉伸的断口形貌如图6a 所示，断口表面存在大量的韧窝，为典型的韧性断裂，这与其较高的断后伸长率相对应.裂纹穿晶扩展，晶粒内部为组织和力学性能的薄弱区域.高温拉伸断口如图6b所示，断口呈现冰糖状形貌，为典型的沿晶断裂，同时在断口表面存在大量的白色析出相，说明在高温拉伸的过程中，存在大量碳化物析出，随着固溶温度的升高，析出的碳化物数量减少.

图6 拉伸断口形貌Fig.6 Morphology of tensile fracture.(a) room temperature;(b) high temperature at 900 ℃

分析其原因，当常温拉伸时，固溶温度为1 100 ℃试样内部完全再结晶程度低，晶粒细小，较多小角度晶界存在于晶粒内部，阻碍塑性变形的位错运动，使得试样的屈服强度最高，为450 MPa.当固溶温度为1 180 ℃时，试样的屈服强度降低至375 MPa，这是因为相比于1 100 ℃，小角度晶界的长度占比由47.5%减少为23.6%，对位错运动的阻碍作用减弱.当固溶温度增加为1 220 ℃时，由于小角度晶界长度占比减少为1.5%，几乎消失，对晶界的阻碍作用进一步减弱，再结晶晶粒长大，试样的屈服强度减小为315 MPa.此外由于晶界对位错运动的阻碍作用，拉伸过程中的塑性变形主要集中于晶粒内部，随着固溶温度的升高，晶粒尺寸逐渐增大，小角度晶界的长度减少，材料的塑性变形能力增强，当固溶温度从1 100 ℃增加为1 220 ℃时，断后伸长率由41%增加为59%.

在900 ℃高温拉伸过程中，伴随着碳化物沿晶界析出，晶界碳化物作为脆性相，在拉伸过程中容易造成裂纹的萌生，降低试样的抗拉强度.当1 100 ℃固溶时，晶界区域的碳化物回溶不完全，高温拉伸导致部分已经回溶的碳化物沿晶界重新析出，碳化物的数量增加，使得晶界脆化，在小的塑形变形下，试样沿晶界开裂，高温抗拉性能降低.当1 180 ℃固溶时，由于晶界区域的碳化物回溶增加，沿晶界分布的碳化物数量减少，晶界脆化效应减弱，试样的抗拉强度提高.当1 220 ℃固溶时，晶界区域的碳化物完全回溶，高温拉伸导致的碳化物析出较少，抗拉强度进一步提高.