激光选区熔化Hastelloy-X合金的显微组织与拉伸性能

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(上海电气集团股份有限公司中央研究院，上海 200070)

0 引 言

Hastelloy-X合金是一种固溶强化型镍基高温合金，中国牌号GH3536，具有优良的高温抗氧化性能、耐腐蚀性能和焊接性能，在900 ℃以下具有中等的持久和蠕变强度，短时工作温度可达1 080 ℃，适用于制造航空发动机与燃气轮机的燃烧室零部件以及其他高温零部件[1]。由于这些零部件的结构一般都比较复杂，在原型设计阶段，当采用传统的成形方法制备时存在效率低、结构成形受限、成品率低等问题，而增材制造技术具有响应快速、柔性成形以及成形结构不受限等优点，非常适用于复杂零部件的成形[2]。激光选区熔化技术是其中一种适用于金属精密成形的增材制造技术[3]，该技术通过专用软件对零部件三维模型进行切片分层，获得各截面的轮廓数据后，利用高能量激光束根据轮廓数据逐层选择性地熔化金属粉末，通过逐层铺粉、逐层熔化凝固堆积的方式来制造三维实体零部件。

在采用激光选区熔化制备的Hastelloy-X合金燃油喷嘴得到工业化应用后，有关激光选区熔化Hastelloy-X合金的研究越来越多。目前，已有较多学者对激光选区熔化Hastelloy-X合金的工艺参数、显微组织、缺陷控制以及性能等4个方面进行了研究。WANG[4]研究发现，采用激光选区熔化技术制备得到的沉积态Hastelloy-X合金的屈服强度与抗拉强度均超过其锻件的标准指标值，但伸长率却低于其锻件的标准指标值。WANG等[5]研究发现，通过优化面/线能量等激光选区熔化工艺参数，Hastelloy-X合金的性能稳定性得到提高，并与锻件的相当。TIAN等[6]研究了激光功率、扫描速度、层厚、粉末粒径、扫描方式等对Hastelloy-X合金表面粗糙度的影响，发现减小粉末粒径和调节扫描方式均可降低成形零件的表面粗糙度。ETTER等[7]研究了沉积态Hastelloy-X合金的各向异性，发现通过优化扫描方式和热处理能够控制或消除合金的各向异性。侯慧鹏等[8]在沉积态Hastelloy-X合金组织中未观察到析出物，热处理后晶粒内部出现析出物，热等静压后组织中的析出物分布均匀化，但是该析出物与合金力学性能的关系并不明确。另外，当激光选区熔化Hastelloy-X合金中出现气孔等缺陷后，其性能将受到严重的影响，因此需要对沉积态Hastelloy-X合金的缺陷进行控制。TOMUS等[9]通过降低扫描速度将沉积态Hastelloy-X合金的相对密度从77%提高至99%，同时还可通过降低锰、硅等微量元素的含量来控制合金的开裂程度。HARRISON等[10]通过改变钼、钴、锰等元素的含量使沉积态Hastelloy-X合金中的裂纹密度降低了65%，且合金的高温抗拉强度略有提高。但是，有关激光选区熔化Hastelloy-X合金在不同处理状态下的显微组织与力学性能关系的研究报道较少。为此，作者研究了激光选区熔化Hastelloy-X合金在沉积态、热等静压态、热等静压+热处理态时的显微组织和室温拉伸性能，并结合断口形貌，分析了显微组织与拉伸性能之间的关系。

1 试样制备与试验方法

试验材料为Sandvik公司生产的气雾化球形Hastelloy-X合金粉，粒径为15～53 μm，微观形貌如图1所示，化学成分如表1所示，满足GB/T 14992-2005中GH3536高温合金的成分要求。将Hastelloy-X合金粉在(80±5)℃保温3 h烘干待用。成形用基板为17-4PH不锈钢板，尺寸为140 mm×140 mm×20 mm，用粗砂纸打磨表面以去除表面氧化皮，露出新鲜白亮金属表面，再用丙酮清洗，吹干待用。

图1 Hastelloy-X合金粉颗粒的形貌Fig.1 Morphology of Hastelloy-X alloy powder particles

表1 Hastelloy-X合金粉的化学成分(质量分数)Tab.1 Chemical composition of Hastelloy-X alloypowder (mass) %

图2 激光选区熔化制备Hastelloy-X合金试样的形状Fig.2 Shapes of Hastelloy-X alloy samples prepared by selective laser melting

成形试样包括棒状试样与块状试样两种，其中:棒状试样高75 mm，直段直径为8 mm;块状试样的尺寸为4 mm×4 mm×4 mm，如图2所示。采用3D Systems ProX200型激光选区熔化设备进行激光选区熔化成形，激光功率为150～300 W，扫描速度为2～4 m·s-1，线能量为90～128 J·m-1，扫描方式为水平双向往返扫描的NORMAL模式。成形结束后，采用电火花将所有试样从基板上切割下来待用。

对在线能量为118 J·m-1下成形的试样(沉积态试样)在TP530203S型热等静压炉中进行热等静压处理，温度1 000～1 200 ℃，时间1～5 h，压力100～200 MPa。将热等静压处理后的试样(热等静压态试样)置于KSX-15-16C型箱式电阻炉中进行热处理，温度1 000～1 200 ℃，大气气氛，时间1～5 h。

块状试样经打磨、抛光和用由30 mL盐酸、20 mL醋酸、20 mL硝酸组成的混合溶液腐蚀30 s后，采用LEICA-DM-6000M型光学显微镜与JSM5510型扫描电子显微镜观察显微组织；用Image-J图像分析软件对抛光后试样的照片进行二值化处理和差异化统计，获得合金的相对密度[11]；采用FYFS-2002K型能谱仪(EDS)分析析出相的化学成分。根据GB/T 228.1-2010，将棒状试样机加工成如图3所示的标准拉伸试样，在DNS100型电子万能试验机上进行室温拉伸试验，拉伸速度为1.5 mm·min-1，采用VEGA3型扫描电镜观察试样断口表面与剖面的微观形貌，其中断口剖面分析是指沿垂直于断口表面剖开断裂试样，观察近断口表面区域的形貌。

2 试验结果与讨论

2.1 显微组织

由图4(a)可以看出：当线能量为98 J·m-1时，激光选区熔化成形过程中所形成的熔池形貌在凝固后得到保留，沉积态Hastelloy-X合金沿平行于沉积方向上存在弧形熔池界，弧形熔池宽度在150～200 μm，深度在50～100 μm，沿垂直于沉积方向上存在激光扫描后留下的熔池行走轨迹，熔池宽度在50～70 μm。熔池界形貌是由于熔池不同位置因凝固条件不同导致的微观偏析形成的[12]；同时由于激光选区熔化成形是多道搭接与多层堆积的过程，因此熔池界形貌也是由多个单道熔池界相互影响而形成的。沉积态Hastelloy-X合金中存在贯穿多个熔池界的柱状晶，柱状晶内部为取向一致的枝晶亚结构，柱状晶的生长方向大致与沉积方向一致。由于激光选区熔化工艺的凝固过程是近似快速定向凝固的过程，因此所得晶粒非常细小且外延生长形成柱状晶[13]。由图4(b)～(c)可以看出，沉积态Hastelloy-X合金组织中还存在直径1～7 μm的气孔与未熔粉(熔合不良)缺陷。

图4 沉积态Hastelloy-X合金的显微组织(线能量98 J·m-1)Fig.4 Microstructure of as-deposited Hastelloy-X alloy (linear energy of 98 J·m-1): (a) three-dimensional morphology;(b) amplification of block 1 and (c) amplification of block 2

由图5可以看出，随着线能量的升高，沉积态Hastelloy-X合金的相对密度整体呈增大趋势，由线能量90 J·m-1下的95.2%增大到线能量128 J·m-1下的99.7%以上，这说明合金组织中的缺陷数量减少。

气孔与未熔粉作为激光选区熔化成形合金中常见的缺陷，严重影响着合金的性能[14]。气孔是由于熔池凝固速率太快导致熔池中的气体未能逸出而形成的，其直接影响合金的致密性；未熔粉是由于能量输入不足使得合金粉末未能完全熔化而形成的，未熔粉虽对合金的致密性影响不大，但其与基体结合处为组织的薄弱位置。提高线能量能够有效延长熔池的凝固时间并使合金粉末充分熔化，因此相对密度随线能量的提高而增大。由图6可以看出，当线能量为128 J·m-1时，沉积态Hastelloy-X合金仍存在直径1 μm左右的气孔缺陷。这说明在该试验条件下，提高线能量仅能消除未熔粉和大尺寸气孔。为了进一步提高合金的致密性，对合金进行了热等静压处理。

图5 沉积态Hastelloy-X合金的相对密度随线能量的变化曲线Fig.5 Curve of relative density of as-deposited Hastelloy-X alloy vs linear energy

图6 沉积态Hastelloy-X合金中气孔的微观形貌(线能量128 J·m-1)Fig.6 Microscopic morphology of pore of as-deposited Hastelloy-X alloy (linear energy of 128 J·m-1)

由图7(a)～(b)可以看出，经热等静压处理后，沉积态Hastelloy-X合金显微组织中的熔池界与枝晶形貌消失，晶粒由柱状晶转变为等轴晶，且晶界处析出网状第二相。Hastelloy-X合金中典型的析出物为M6C与M23C6[15]，M6C和M23C6的主要化学成分分别为钼、钨、铌和铬、钼、钨[16]。由图7(c)可以看出，经热等静压处理后，Hastelloy-X合金组织中的网状析出物为富铬相，且几乎不含钼元素，由此推测此网状析出物为M23C6型碳化物。

由图8可以看出：经热等静压+热处理后，虽然Hastelloy-X合金的晶粒形态与晶粒尺寸与热等静压态的基本相同，但晶界处的网状碳化物部分溶解，其分布状态由网状分布逐渐变为弥散分布，同时晶内析出细小的第二相；由EDS谱分析得到，该细小的第二相为富钼碳化物，推测其为M6C型碳化物。

图7 热等静压态Hastelloy-X合金的显微组织和EDS谱(线能量118 J·m-1)Fig.7 Microstructure and EDS spectrum of Hastelloy-X alloy in thermal isostatic pressure state (linear energy of 118 J·m-1):(a) three-dimensional morphology; (b) amplification of block 3 and (c) EDS spectrum of position 1

图8 热处理态Hastelloy-X合金的显微组织和EDS谱(线能量118 J·m-1)Fig.8 Microstructure and EDS spectrum of Hastelloy-X alloy in heat treatment state (linear energy of 118 J·m-1):(a) three-dimensional morphology; (b) amplification of block 4 and (c) EDS spectrum of position 2

图9 不同线能量下沉积态Hastelloy-X合金的拉伸断口表面形貌Fig.9 Tensile fracture surface morphology of as-deposited Hastelloy-X alloy at different linear energy

2.2 室温拉伸性能

由表2可知：当线能量为98 J·m-1时，沉积态Hastelloy-X合金的屈服强度、抗拉强度与伸长率均最低，随着线能量的增加，合金的强度与塑性均增大；当线能量由98 J·m-1增加到118 J·m-1时，合金的室温拉伸性能有较明显的提高，而当线能量由118 J·m-1增加到128 J·m-1时，合金的室温拉伸性能略微提高。在低线能量下，沉积态合金组织中存在大尺寸的气孔与未熔粉，在室温拉伸加载过程中裂纹易在这些缺陷位置萌生或加速扩展，导致合金的室温拉伸性能较低；随着线能量的提高，沉积态合金的相对密度提高，室温拉伸性能也得到提高。综上可知，沉积态Hastelloy-X合金室温拉伸性能的提高与组织内气孔、未熔粉等缺陷的控制有关。

表2 不同线能量下沉积态Hastelloy-X合金的室温拉伸性能Tab.2 Room-temperature tensile properties of as-dipositedHastelloy-X alloy at different linear energy

由图9可以看出：当线能量为98 J·m-1时，沉积态Hastelloy-X合金的拉伸断口表面存在大量的未熔粉形貌，这是因为当线能量过低时，部分合金粉颗粒仅表面熔化并与基体结合，这些未熔粉颗粒的内部组织与基体的不一致，合金易在未熔粉与基体界面处断裂；当线能量增加到108 J·m-1时，沉积态Hastelloy-X合金拉伸断口表面的未熔粉形貌减少；当线能量密度增加到118，128 J·m-1时，沉积态Hastelloy-X合金拉伸断口表面未发现明显的未熔粉形貌。结合表2分析可知，提高线能量可以控制沉积态Hastelloy-X合金中的未熔粉缺陷，从而提高其室温拉伸性能。

由表3可知：沉积态Hastelloy-X合金的屈服强度与抗拉强度均最大，但其伸长率最低，远低于锻件的标准指标；经热等静压处理后，虽然合金的屈服强度与抗拉强度分别降低到450，773 MPa，但其伸长率增大到30.5%，基本达到锻件的标准指标要求；经热等静压+热处理后，合金的屈服强度与抗拉强度比热等静压态的略微下降，但其伸长率增加到35%，热等静压+热处理后合金的室温拉伸性能优于锻件标准指标。

条件屈服强度/MPa抗拉强度/MPa伸长率/%沉积态62086321.0热等静压态45077330.5热处理态41675235.0锻态(HB 5497-1992)27569030.0

沉积态Hastelloy-X合金表现出强度高、塑性低的特点。与沉积态相比，热等静压态Hastelloy-X合金的塑性得到提高，这是由于：第一，由热力学定律可知，沉积态合金组织中的熔池界、枝晶等亚结构都有向自由能更低的稳态组织转变的趋势，经高温热等静压处理后，组织中的熔池界、枝晶等亚结构消失，阻碍位错滑移的能力减弱，因此合金的强度降低但塑性提高；第二，在激光选区熔化成形过程中，由于熔池快速凝固，大量溶质元素来不及扩散而被固溶在组织中，高温热等静压处理能促进元素的均匀化，减弱固溶强化效果，因此合金的强度降低而塑性提高；第三，热等静压处理对组织中存在的气孔有愈合作用，因此经热等静压处理后合金的塑性提高。但是，经热等静压处理后，合金中析出了网状碳化物，该碳化物容易引起局部应力集中，导致裂纹提前萌生，从而对性能不利[17]。经热处理后，热等静压态合金中的元素与组织进一步均匀化，表现为晶界碳化物部分溶解，其分布状态由网状分布逐渐变为弥散分布，弥散分布的碳化物钉扎在晶界上，晶粒并未发生粗化。同时，晶内析出弥散分布的细小碳化物，碳化物的弥散分布使得基体在拉伸断裂前能够吸收更多的断裂能量，因此伸长率增大，塑性提高。结合表3分析可知，热处理态Hastelloy-X合金的室温拉伸性能超过锻件标准指标，这表明通过适当的性能调控处理后，激光选区熔化成形合金的室温拉伸性能能够达到或超过锻件标准要求。

由图10可知：沉积态Hastelloy-X合金拉伸断口表面上的韧窝较少，主要由光滑的小平面组成，断口剖面上也观察到小平面，且小平面的尺寸与柱状晶的接近，可判断小平面是在拉伸过程中沿柱状晶内特定晶面解理断裂而形成的；沉积态合金的断裂方式主要为脆性断裂。与沉积态相比，热等静压态合金断口表面上的韧窝明显增多，这表明合金经过一定塑性变形后断裂，但同时存在尺寸较大的二次裂纹；观察断口剖面发现，二次裂纹主要沿着晶界碳化物的分布进行扩展，这说明晶界网状碳化物给裂纹扩展提供了路径，并加速了合金的断裂；热等静压态合金断口呈二次裂纹+韧窝的混合型形貌。热处理态合金的断口表面仍然存在二次裂纹，但尺寸明显减小，且韧窝数量进一步增多；经比较发现，断口表面韧窝的尺寸与断口剖面碳化物破裂所留下的空洞尺寸接近；热处理态合金的断口呈以破裂碳化物为韧窝中心的韧性断裂形貌。

由图11可以看出，在室温拉伸过程中，热等静压态Hastelloy-X合金中的裂纹优先在破裂碳化物处萌生，但同时部分二次裂纹止于未破裂碳化物处。

图11 线能量为118 J·m-1下热等静压态Hastelloy-X合金拉伸断口剖面中的碳化物形貌Fig.11 Morphology of carbides in tensile fracture section of Hastelloy-X alloy in thermal isostatic pressure state at linear energy of 118 J·m-1: (a) fractured carbide and (b) non-fractured carbide

沉积态Hastelloy-X合金组织中没有碳化物，在拉伸过程中当外界破坏能量达到柱状枝晶破裂的门槛值后，合金会沿着柱状晶一定晶体学面发生解理断裂，因此其断口表面的解理面尺寸与晶粒尺寸接近。热等静压态合金中存在硬脆网状碳化物，碳化物在其局部应力过大时则会先于基体破裂，从而导致裂纹萌生，同时破裂的碳化物成为裂纹扩展的通道，导致二次裂纹的形成。热处理态合金中弥散分布的碳化物可使更多的基体参与变形，降低了碳化物的应力集中，断口表面以破裂碳化物为中心的韧窝数量增加，说明断裂前有更多的碳化物发生破裂，且吸收了更多的断裂能量，即断裂前合金可经历更大的变形，因此其塑性最佳。另外，虽然碳化物是硬脆相，但也具有一定的阻碍裂纹扩展的能力，这与碳化物的形态与尺寸有关[18]。热等静压态合金中未破裂的碳化物能够阻碍二次裂纹的扩展，热处理态合金中弥散分布的碳化物则具有更强的阻碍裂纹扩展的能力，因此热处理态合金的塑性进一步提高。

3 结 论

(1) 当线能量为98 J·m-1时，沉积态Hastelloy-X合金组织中存在气孔、未熔粉等缺陷和熔池界、枝晶等亚结构；随着线能量的增大，沉积态Hastelloy-X合金的相对密度整体呈增大趋势，合金组织中的缺陷数量减少，合金的室温拉伸性能提高。

(2) 经热等静压处理后，Hastelloy-X合金的组织由等轴晶和晶界处的网状M23C6型碳化物组成；经热等静压+热处理后，Hastelloy-X合金的晶粒形态与晶粒尺寸与热等静压处理后的基本相同，网状碳化物部分溶解并呈弥散分布，晶内析出细小的第二相。

(3) 沉积态Hastelloy-X合金表现出高强低塑的特点，断裂方式为脆性断裂；经热等静压处理后，合金的塑性提高，断口呈二次裂纹+韧窝的混合型形貌；经热等静压+热处理后，合金的塑性进一步提高，室温拉伸性能优于锻件的标准指标，断口呈以破裂碳化物为韧窝中心的韧性断裂形貌。