蔡 軍,趙劍峰

(南京航空航天大學機電學院,江蘇南京210016)

FGH95合金材料晶粒細小、組織均勻、無宏觀偏析,其屈服強度高、疲勞性能好,尤其是在高溫工作環(huán)境下,其沖擊韌性顯示出其他材料所不具備的優(yōu)勢,是航空發(fā)動機零件的最佳材料。目前國內(nèi)針對FGH95合金的成形工藝主要以熱等靜壓或熱等靜壓+鍛造為主[1]。近年來,隨著激光快速成形技術(shù)在高性能金屬材料領(lǐng)域的廣泛應(yīng)用,激光快速成形技術(shù)正逐步成為FGH95高溫合金材料成形的重要手段[2～5]。

在高能量激光束的照射下,粉末材料經(jīng)歷了熔化-凝固的冶金過程,經(jīng)激光快速成形制備的制件性能從機理上可優(yōu)于粉末冶金合金材料。但在現(xiàn)有的研究中,制件性能與粉末冶金合金材料性能尚有一定的差距,一般通過熱等靜壓、高溫時效等后處理方法對其性能進行進一步提升[6]。本文基于激光直接燒結(jié)快速成形技術(shù),從工藝角度研究了工藝參數(shù)對FGH95高溫合金制件沖擊韌性的影響,并分析該工藝下制件常溫和高溫沖擊韌性的變化及差異。

1 試驗

1.1 試驗設(shè)備及材料

試驗采用大功率CO2氣體激光器,最大功率2 kW,樣件沖擊韌性測試設(shè)備為JB-300C型沖擊試驗機,樣品微觀組織分析采用LEO1530VP掃描電子顯微鏡。試驗用FGH95鎳基高溫合金粉末材料粒徑 45～ 100 μ m,基板選用 45鋼。

1.2 試驗方法

采用自制專用鋪粉機構(gòu)鋪粉,鋪粉厚度 0.7 mm,激光光斑直徑1.0 mm,激光功率范圍為800～1 100 W,掃描速度范圍為 0.6～1.2 m/min,掃描間距范圍為0.6～1.0 mm。試驗無氣氛保護,無預(yù)熱,制件無后續(xù)熱處理。燒結(jié)制件用線切割方法制備成測試樣件試樣為非標準燒結(jié)試樣,尺寸為45 mm×10 mm ×5 mm。。

1.3 測試方法

JB-300C型沖擊試驗機最大沖擊能量300 J。常溫沖擊韌性試驗溫度為室溫20℃,高溫沖擊韌性試驗溫度為600℃。試樣在電爐箱加熱到600℃后保溫10 min,開箱取樣立即進行沖擊試驗,從夾持試樣到?jīng)_擊試驗時間不超過15 s。

2 試驗結(jié)果和分析

2.1 工藝參數(shù)對沖擊韌性的影響

2.1.1 激光功率對沖擊韌性的影響

圖1顯示了試樣沖擊韌性隨激光功率的變化。試樣沖擊韌性隨激光功率的增大而逐漸增大,當激光功率為900 W時高溫沖擊韌性達到最大值101.82 J/cm2,1 000 W時常溫沖擊韌性達到最大值109.09 J/cm2,然后隨著激光功率的增大而減小。增加激光功率意味著單位時間內(nèi)粉末材料吸收的激光能量增加,熔池內(nèi)液態(tài)金屬的潛熱不斷增多,在激光束離開后即能量的輸入截止后,熔池內(nèi)潛熱的釋放延長了液態(tài)金屬固化過程,降低熔池內(nèi)溫度梯度,有效地抑制液態(tài)金屬凝固過程中拉伸應(yīng)力產(chǎn)生的微裂紋,從而提高制件抗沖擊的能力。但若激光功率過高,熔池溫度達到或超過材料沸點,則大量液態(tài)金屬蒸發(fā)汽化,熔池液態(tài)金屬量損失導致凝固后體積收縮嚴重,制件內(nèi)形成孔洞缺陷,從而導致沖擊韌性迅速降低。

圖1 沖擊韌性隨激光功率的變化

2.1.2 掃描速度對沖擊韌性的影響

試樣的沖擊韌性隨掃描速度的變化類似于激光功率(圖2)。試樣沖擊韌性隨著掃描速度的增大而增大,當掃描速度為1.0 m/min時常溫沖擊韌性和高溫沖擊韌性同時達到最大值,分別為71.21 J/cm2和72 J/cm2,之后隨著掃描速度的增加而降低。掃描速度的增加直接導致了粉末材料受照射時間的縮短。在激光功率較高的情況下,較快的掃描速度可有效降低熔池潛熱,避免液態(tài)金屬的汽化,同時也可保證熔池內(nèi)較快的原子擴散速率,有利于提高凝固過程中材料的致密度。但若掃描速度過快,則粉末材料吸收的能量達不到其充分熔化的閾值或液相金屬量較少甚至不足以形成熔池,無法充分完成“熔化-凝固”冶金過程,導致制件內(nèi)含有原始粉末顆粒成分,無法形成致密的冶金結(jié)構(gòu)[7],直接導致制件抗沖擊能力降低。

圖2 沖擊韌性隨掃描速度的變化

2.1.3 掃描間距對沖擊韌性的影響

試樣沖擊韌性隨掃描間距呈線性遞增關(guān)系,如圖3所示。在掃描間隔0.6～0.8 mm范圍內(nèi),隨著掃描間距的增大,沖擊韌性幾乎呈線性增大。在小于激光光斑直徑的范圍內(nèi),較小的掃描間距直接導致相鄰燒結(jié)線重合度的增大,已燒結(jié)線將會經(jīng)歷多次重復(fù)照射。一方面,多次照射使制件材料的晶粒粗化,另一方面,重復(fù)照射所引起的應(yīng)力釋放可能導致已燒結(jié)線內(nèi)部產(chǎn)生裂紋,從而降低制件抗沖擊能力[8]。適當增加掃描間距,不僅避免已燒結(jié)線減少被照射次數(shù),而且可提高加工效率。

2.2 斷裂特征

圖4為試樣的斷口形貌。從圖中可看出,常溫斷口和高溫斷口形貌基本一致,斷面凸凹不平,呈現(xiàn)出典型的韌窩斷裂特征。常溫斷口的韌窩較大、較深,無方向性,有明顯的撕裂帶(圖4a和圖4b),而高溫斷口的韌窩較淺且具有明顯的方向性,斷口局部可見明顯的平臺和臺階(圖4c和圖4d)。

樣品在從常溫隨爐加熱至600℃的過程中,其材料相當于經(jīng)歷了一次低溫固相燒結(jié)。在這個過程中,試樣材料晶粒經(jīng)歷固溶、重結(jié)晶等過程,晶粒擴散和流動導致試樣材料內(nèi)孔洞縮小,孔隙數(shù)量減少,有利于試樣材料沖擊韌性的提高[9]。但由于制件樣品是若干燒結(jié)層的冶金疊加,升溫過程中發(fā)生的晶粒重結(jié)晶行為局限于各自層內(nèi),使晶粒重結(jié)晶的結(jié)晶取向垂直于原晶粒生長方向[10],晶粒沿該方向生長并長大,在一定程度上削弱了樣品材料的抗剪切能力,致使常溫斷口出現(xiàn)的撕裂帶轉(zhuǎn)變?yōu)楦邷財嗫诘钠脚_和臺階。

斷面可見有明顯孔洞及裂紋等缺陷,這正是激光快速成形技術(shù)所特有的、現(xiàn)階段尚不能徹底解決的問題。從工藝角度考慮,粉末預(yù)熱、低氣壓氣氛保護等措施可進一步緩解上述缺陷,從后續(xù)處理角度考慮,采用熱等靜壓高溫固溶處理+固溶時效處理等方法可消除大部分該缺陷[11]。

3 結(jié)論

(1)DLMS各工藝參數(shù)均不同程度地影響FGH95合金制件的沖擊韌性。在本文試驗條件下,通過調(diào)整激光功率,所獲得的FGH95合金制件常溫和高溫沖擊韌性分別達到109.09 J/cm2和101.82 J/cm2。

(2)基于DLMS工藝的FGH95合金制件,高溫沖擊韌性與常溫沖擊韌性隨工藝參數(shù)的變化趨勢一致。在高溫環(huán)境下,制件內(nèi)部微缺陷改善所獲得的沖擊韌性的提高,不足以抵消由于制件內(nèi)部晶粒變化所導致抗剪切能力的下降。在試驗參數(shù)范圍內(nèi),制件高溫沖擊韌性總體略低于常溫沖擊韌性。

(3)制件的常溫和高溫斷口均呈韌窩斷裂特征,為典型的韌性斷裂。制件內(nèi)微缺陷因高溫而得到改善,從而使制件的高溫沖擊韌性接近于常溫沖擊韌性。

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