Rene104鎳基高溫合金選區(qū)激光熔化成形及開裂行為

段然曦，黃伯云，劉祖銘，彭 凱，呂學謙

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Rene104鎳基高溫合金選區(qū)激光熔化成形及開裂行為

段然曦，黃伯云，劉祖銘，彭 凱，呂學謙

(中南大學 粉末冶金國家重點實驗室，長沙 410083)

采用選區(qū)激光熔化技術，結合旋轉+填充掃描策略制備Rene104鎳基高溫合金，研究了成形參數(shù)對顯微組織和開裂行為的影響。結果表明：線能量密度和掃描間距是影響Rene104鎳基高溫合金致密度及開裂的主要參數(shù)。當線能量密度為250 J/m，掃描間距為0.08mm時，Rene104鎳基高溫合金成形件的致密度達98.37%。選區(qū)激光熔化成形Rene104合金主要由橫截面尺寸為0.5 μm、軸向尺寸為3~5 μm或30 μm的柱狀晶組織組成，晶粒沿建造方向的(200)晶面擇優(yōu)取向生長，同時，在晶界存在碳化物和Laves相，出現(xiàn)了裂紋、孔洞及殘留粉末顆粒等缺陷。高線能量密度產生的大溫度梯度導致殘余應力，從而在晶界析出相周圍形成應力集中，在熔池和層間搭接處的熔池尖端萌生裂紋，且沿建造方向擴展。殘留孔洞主要來自粉末空心缺陷，殘留粉末顆粒則由粉末飛濺產生。

Rene104合金；選區(qū)激光熔化；致密度；顯微組織；裂紋；碳化物

鎳基粉末高溫合金具有優(yōu)異的高溫力學性能，是航空發(fā)動機及燃氣輪機渦輪盤件等高溫熱端部件的關鍵材料[1?2]。當前，主要采用熱等靜壓(HIP)、熱擠壓(HEX)、等溫鍛造[3?4]等工藝成形，這些傳統(tǒng)粉末冶金成形工藝難以滿足復雜結構的一體化構件的成形需求。選區(qū)激光熔化技術(SLM)[5]是一種新型粉末成形技術，可將金屬粉末完全熔化，制造出高性能復雜結構金屬零件[6]，已經在多種鎳基高溫合金獲得應用，并制備出近全致密的SLM成形件，如Inconel 718[7?8]、Inconel 625[9?10]、Waspaloy[11]和Hastelloy X[12?13]。

Rene104鎳基高溫合金(ME3高溫合金)是美國NASA設計的第三代鎳基高溫合金，具有優(yōu)異的高溫力學性能(拉伸、蠕變和疲勞等)，以及抗氧化性 能[14?15]。在Rene104合金基體中，均勻分布高密度的′析出相(Ni3(Al,Ti)面心立方L12結構)，以及由高濃度難熔金屬組成的碳化物相，因而加工難度大、熱加工性能較差，極易產生焊接開裂，給激光成形制備高致密度樣件帶來了挑戰(zhàn)[16?18]。本文作者以氣霧化Rene104合金粉末為原料，系統(tǒng)研究了選區(qū)激光熔化成形參數(shù)對致密度及微觀結構的影響，觀察和分析了高能量密度參數(shù)成形件的微觀結構及開裂行為，研究結果可為高性能Rene104鎳基高溫合金構件的制備提供參考。

1 實驗

采用英國PSI緊耦合氣霧化設備制備、并經真空震動篩分和氣流分級的鎳基高溫合金粉末作為選區(qū)激光熔化(SLM)成形原料粉末(粉末粒徑≤53 μm)，采用湖南華曙高科Farsoon FS271m型選區(qū)激光熔化成形設備進行粉末成形，光斑直徑為90 μm，設置層厚為30 μm，通入惰性氣體氬氣控制腔內氧含量低于0.1%。在單層單道實驗的基礎上，設置激光輸入功率為180、200、210、210 W以及掃描速度分別為900、800、700、600 mm/s，定義線能量輸入密度為：

式中：為線能量密度；為激光輸入功率；為激光掃描速度。線能量密度分別設置為200、250、300、350 J/m，掃描間距分別設置為0.07、0.08、0.09、0.10、0.11以及0.12 mm。激光成形過程中，每成形一層粉末之后，下一層的激光掃描方向順時針旋轉67.5o，每層成形采用激光優(yōu)先掃描輪廓，后掃描填充的方式進行成形。

使用Mastersizer 3000型激光粒度分析儀進行粉末粒徑分析。采用IRIS Advantage 1000等離子發(fā)射光譜儀對粉末進行成分分析，采用TC?436氧氮測定儀測定粉末N、O的含量。使用Sartorius MSA324S-000-DU型電子天平結合阿基米德原理測量成形件的致密度。采用TESCAN VEGA3掃描電鏡、Quanta FEG 250場發(fā)射掃描電子顯微鏡觀察粉末形貌、顯微組織和SLM樣品顯微組織及微觀結構。采用FEI F20透射電子顯微鏡觀察SLM樣品的顯微組織。采用日本理學D/max 2550全自動(18 kW)轉靶X射線衍射儀進行物相分析。

2 實驗結果

2.1 霧化Rene104合金粉末形貌和顯微組織

圖1所示為本研究所采用的氬氣霧化Rene104合金粉末形貌及顯微組織。其中，圖1(a)所示為粉末形貌，經過45 μm孔徑網篩篩分的粉末球形度高、衛(wèi)星粉少。粉末的粒徑分布見圖1(b)，其D10、D50和D90粒徑分別為17.13、29.23和 49.83 μm，分布較為集中，有利于選區(qū)激光熔化成形過程中粉末均勻攤鋪。圖1(c)所示為粉末的微觀結構，僅有少量粉末出現(xiàn)空心現(xiàn)象，由圖1(d)觀察到粉末內部組織主要為胞狀組織，以及少量樹枝狀組織。表1所列為霧化粉末成分分析結果，粉末主要成分在氣霧化前后無明顯變化，N、O含量較低，分別為0.0073%和0.011%(質量分數(shù))。

圖1 Rene104合金霧化粉末形貌及顯微組織

表1 Rene104合金霧化粉末成分分析結果

2.2 選區(qū)激光熔化成形Rene104合金的致密度及微觀組織

SLM成形線能量密度和熔池搭接參數(shù)是影響成形件致密度的主要因素，本實驗分別對此進行了系統(tǒng)的研究。圖2所示為SLM成形線能量密度對Rene104成形件致密度的影響。在控制掃描間距等其他工藝參數(shù)不變的情況下，當線能量密度為200 J/m時，致密度為98.25%；當線能量密度上升至250 J/m，樣品致密度達到了98.32%；進一步提高線能量密度，致密度驟然降低；當線能量密度達到350J/m時，致密度降至最低(97.48%)。圖3所示為對Rene104合金SLM成形件微觀結構的觀察結果。其中，采用200 J/m成形制備的Rene104合金的微觀結構明顯觀察到了少量裂紋(見圖3(a))。將線能量密度提高到250 J/m，裂紋的數(shù)量明顯減少(見圖3(b))。進一步將線能量密度提高到250 J/m及以上時，裂紋數(shù)量驟增，分布密集，尺寸明顯增大(見圖3(c)和(d))。這一結果與圖2致密度結果一致。由此可見，SLM成形線能量密度對致密度具有重要影響，本實驗的最佳激光線能量密度為250 J/m。

圖4所示為 SLM掃描間距參數(shù)對Rene104成形件致密度的影響。在控制激光線能量密度等條件不變的情況下，當掃描間距為0.07 mm時，致密度為97.78%；當掃描間距參數(shù)增大至0.08 mm，樣品致密度達到98.37%；進一步提高掃描間距，致密度降低；當掃描間距達到0.1 mm之后，致密度驟然降低；當掃描間距為0.12 mm時，致密度僅為97.27%。圖5所示為對Rene104合金SLM成形件微觀結構的觀察結果。圖5(a)所示為采用0.07 mm掃描間距制備的Rene104合金的微觀結構，同樣觀察到了細長的裂紋。

圖2 Rene104合金SLM成形件致密度隨線能量密度(η)的變化

圖3 不同線能量密度制備的Rene104合金SLM成形件X?Y面微觀結構

當掃描間距增加到0.08 mm時，熔池道之間的搭接達到了合適的比例，明顯消除了裂紋，僅出現(xiàn)少量細小的孔隙，其致密度達到98.37%(見圖5(b))。進一步提高掃描間距，出現(xiàn)了長度較短且寬度較小的裂紋(見圖5(c))，使得致密度降低。掃描間距進一步增加，裂紋數(shù)量和尺寸增加，如圖5(d)~圖5(f)所示，與圖4致密度結果一致。因此，最適合的掃描間距參數(shù)為0.08 mm。

2.3 選區(qū)激光熔化成形Rene104鎳基高溫合金的裂紋

由于選區(qū)激光熔化成形工藝參數(shù)優(yōu)化的過程中，線能量密度對成形件中裂紋形成的影響尚不明確，本實驗研究了350 J/m高線能量密度成形件中不同成形面裂紋及缺陷的形貌(見圖6)。從圖6(a)和(b)(其中白線標注為熔池搭接處)可以發(fā)現(xiàn)，在?成形面(垂直于建造方向)，裂紋尖端于熔池搭接處萌生，并沿熔池的法向方向擴展，有部分裂紋連貫在一起；圖6(c)和(d)所示?平面(平行于建造方向)的SEM觀察結果表明，所有的裂紋都在熔池尖端萌生，且均為沿建造方向(BD)開裂。同時，可以觀察到各成形面裂紋均沿晶界開裂，裂紋呈現(xiàn)出鋸齒形和長直形兩種形貌。除了裂紋以外，在成形件中還觀察到了殘留孔洞和疑似殘留粉末(見圖6(c))，孔洞大小約為25 μm，裂紋貫穿殘留粉末。同時，還觀察到了空心粉末殘留孔洞，在孔洞內部可以清楚觀察到粉末顆粒內部的胞狀及樹枝晶組織，以及裂紋(見圖6(e))。圖6(f)所示為未完全熔化的殘留粉末顆粒，可以從圖6(f)清晰的觀察到殘留的原始粉末顆粒組織特征以及原始粉末顆粒邊界。

圖4 Rene104合金SLM成形件致密度隨掃描間距的變化

圖5 不同掃描間距制備的Rene104合金SLM成形件X?Y面微觀結構

2.4 選區(qū)激光熔化成形Rene104鎳基高溫合金的顯微組織

圖7所示為經過腐蝕后的選區(qū)激光熔化成形樣品顯微組織形貌。由圖7可以發(fā)現(xiàn)，在?平面主要為規(guī)則的胞狀晶組織(見圖7(a))，尺寸約為0.5 μm；在?以及?平面存在沿建造方向生長的短棒狀柱狀晶組織(見圖7(b))，長度約3~5 μm；以及連續(xù)生長的長條狀的柱狀晶組織(見圖7(c))，長度超過30 μm。綜合圖7三維方向的觀察結果，SLM成形Rene104合金的晶粒主要為橫截面尺寸為0.5 μm、軸向尺寸為3~5 μm或30 μm的柱狀晶組織。對圖7(a)顯微組織的深入觀察(見圖7(d))，發(fā)現(xiàn)在晶界出現(xiàn)了均勻分布的細小碳化物以及Laves相，在晶內也發(fā)現(xiàn)了少量碳化物。這些碳化物主要為MC和M23C6型，Laves相是由于凝固過程中Nb元素偏析形成的一種不穩(wěn)定的脆性相，為密排六方結構。通過EDS能譜分析，發(fā)現(xiàn)在晶界出現(xiàn)了Nb元素和C元素的偏析，進一步證明了這一現(xiàn)象。

圖6 Rene104合金SLM成形缺陷形貌(圖中所標白線為熔池道)

圖8所示為選區(qū)激光熔化成形Rene104樣品顯微組織的透射電鏡觀察結果。從圖8(a)的?面和圖8(b)的?面顯微組織中，均觀察到了高密度的位錯。由于晶內碳化物的存在，位錯運動遇到阻礙，形成了位錯塞積。如圖8(c)所示，在晶界處發(fā)現(xiàn)了大量的位錯纏結，以及碳化物釘扎位錯現(xiàn)象，晶內較大的碳化物為立方塊體形狀(見圖8(d))，主要為MC型碳化物，它具有面心立方密堆結構，析出溫度較高，是一種非常穩(wěn)定的強化相。

圖7 Rene104合金SLM樣品腐蝕后顯微組織

圖8 Rene104合金SLM樣品顯微組織(透射電鏡明場相)

2.5 物相組成與晶粒取向

圖9所示為Rene104鎳基高溫合金霧化粉末和選區(qū)激光熔化不同成形面XRD分析結果，以及不同線能量密度成形件的XRD衍射峰位置的變化。在Rene104霧化粉末和選區(qū)激光熔化成形件中均發(fā)現(xiàn)了面心立方基體相(Ni-Cr-Co-Mo)和L12面心立方結構′析出相(Ni3(Al,Ti))。如圖9(a)所示，在Rene104合金粉末中呈現(xiàn)出(111)晶面的擇優(yōu)取向，這和AMATO 等[7]選區(qū)激光熔化成形制備的Inconel718合金一致。然而，激光成形致密化導致Rene104合金在?面(見圖9(b))呈現(xiàn)出(200)晶面的擇優(yōu)取向，隨線能量密度的提高，晶粒的擇優(yōu)取向逐漸變?yōu)?111)晶面。在SLM成形件側面，即?面(見圖9(c))，大部分樣品在(111)晶面呈現(xiàn)出擇優(yōu)取向，但是在線能量密度為250 J/m，即致密度達到最高時，呈現(xiàn)出(200)晶面的擇優(yōu)取向?？梢姡谥旅芏茸罡邥r，在(200)晶面出現(xiàn)擇優(yōu)取向，隨著線能量密度進一步升高，晶粒擇優(yōu)取向轉為(111)晶面。如圖9(d)和表2所示，可以發(fā)現(xiàn)，衍射峰位置隨著能量密度升高向高角度偏移，在300 J/m達到最高，之后降低。

圖9 Rene104合金SLM成形件的XRD譜

表2 Rene104成形件XRD衍射峰位置變化

3 分析與討論

3.1 SLM成形參數(shù)對Rene104合金顯微組織的影響

在SLM成形過程中，粉末顆粒沿著激光掃描線熔化并形成熔池，熔池凝固實現(xiàn)粉末的冶金結合與致密化，因此SLM成形組織主要受熔池控制，晶粒的生長過程主要取決于SLM凝固過程。晶粒在成形層重熔過程中發(fā)生了沿建造方向擇優(yōu)取向生長的現(xiàn)象，有一部分晶粒在旋轉掃描中得到反復重熔，從而形成長條柱狀晶組織，而另一部分晶粒僅在層內發(fā)生了生長，呈現(xiàn)短棒狀，表現(xiàn)為圖7所示在?平面主要為規(guī)則的胞狀晶組織，在?和?平面沿建造方向生長的短棒狀柱狀晶組織，或長條狀的柱狀晶組織。通過成形件不同成形面的物相分析和能量密度參數(shù)對晶粒擇優(yōu)取向生長的影響規(guī)律分析(見圖9)，在Rene104合金粉末和選區(qū)激光熔化成形件中均發(fā)現(xiàn)了面心立方基體相(Ni-Cr-Co-Mo)和L12面心立方結構′析出相(Ni3(Al,Ti))的存在，在快速凝固過程中，′析出相固溶于基體，在極短的冷卻過程中′析出相來不及長大，在掃描電鏡中并未觀察到′析出相。晶粒在?平面的擇優(yōu)取向主要為(200)晶面，在?平面主要為(111)晶面。隨著線能量密度的提升，不論在?平面或?平面(111)晶面的擇優(yōu)取向不斷增強，但是在線能量密度為250 J/m，即致密度達到最高時，Rene104鎳基高溫合金在不同成形面晶粒的(200)晶面均呈現(xiàn)出擇優(yōu)取向，可見隨著線能量密度升高，晶粒的擇優(yōu)取向發(fā)生了轉變。如表3所列，可以發(fā)現(xiàn)峰位置隨著能量密度升高而向高角度偏移，在300 J/m達到最高，之后降低，這種現(xiàn)象主要是由于在快速凝固過程中產生的晶格畸變造成的[11?12, 19]。

另一方面，在這幾種不同形貌晶粒的晶界處發(fā)現(xiàn)了均勻分布的細小碳化物以及Laves相，在晶內也發(fā)現(xiàn)了少量碳化物，這些碳化物主要為MC和M23C6型，而Laves相是在快速凝固過程中形成的一種不穩(wěn)定的脆性相，為密排六方結構，根據(jù)PROBSTLE等[20]的研究，這種晶間形成的Laves相，是由于Nb元素在晶界枝晶偏析而形成的一種共晶產物，這種脆性的、不穩(wěn)定的Laves相大大降低了合金的塑形。由于高能量密度產生的大溫度梯度導致殘余應力，并產生局部變形，因而在圖8的TEM明場相中觀察到高密度的位錯，晶內碳化物對位錯運動形成了阻礙，使得位錯在碳化物相及晶界處形成位錯塞積，當位錯塞積到一定程度便會使得位錯源開動，萌生裂紋，因而在晶界處發(fā)現(xiàn)了大量的位錯纏結以及碳化物相釘扎位錯 現(xiàn)象。

3.2 SLM成形參數(shù)對Rene104合金開裂行為的影響

在選區(qū)激光熔化成形過程中，為了降低表面能，熔池傾向于形成一連串彌散的熔滴，從而產生“球 化”[21?22]，而激光參數(shù)(如線能量密度、掃描間距等)的設定極大地影響了這種現(xiàn)象的形成。當線能量密度為250 J/m時，熔池得到了充分的攤鋪，凝固組織變得連續(xù)，獲得了良好的冶金結合，成形件致密度最高。進一步提高激光線能量密度，受表面張力的影響，使得熔池發(fā)生皺縮，而不再連續(xù)。當掃描間距為0.08 mm時，熔池道之間的搭接達到了合適的比例，使得熔池均勻攤鋪，明顯消除了裂紋的產生，僅殘留少量細小的孔隙，其致密度達到98.37%。當掃描間距小于0.08 mm時，熔池道之間的搭接為層內搭接，熔池獲得了較大的搭接率，由于熔池搭接過多，在前一熔池道的熱量尚未均勻擴散出去之時，下一道熔池便開始了重熔，溫度場的過度疊加，形成較大的溫度梯度，產生較高的熱應力，從而導致形成較長且細密的裂紋，致密度較低。當掃描間距大于0.08 mm時，熔池道之間的搭接變?yōu)閷娱g搭接，結合比較困難，裂紋數(shù)量進一步增加，裂紋寬度進一步增加，使得致密度降低。

可見，裂紋是影響成形件致密度的主要因素。Rene104鎳基高溫合金選區(qū)激光熔化成形過程中，成形件中由于線能量密度過大而引發(fā)裂紋形成的具體原因尚不明確。為了進一步消除裂紋以提高Rene104- SLM成形件致密度，本實驗研究了高能量密度對Rene104合金SLM成形開裂行為的影響。發(fā)現(xiàn)在高能量密度下，由于高溫度梯度、頻繁的熱循環(huán)和鎳基高溫合金的低熱導率，在熔池的線與線搭接，層與層之間重熔的過程中，熔池邊界以及層間熔池尖端產生了較大的殘余應力，促使晶界遷移，位錯源開動[23?24]，在碳化物以及脆性Laves相周圍產生嚴重的應力集中，從而在熔池搭接處以及層間熔池尖端萌生裂紋，產生沿晶開裂。由于不同成形面的晶粒組織結構的特點，在?面的胞狀結構使得裂紋主要呈現(xiàn)為鋸齒狀，在?平面則存在鋸齒狀和長直狀兩種裂紋，基于晶粒沿建造方向生長的特性，裂紋也沿建造方向擴展。這種裂紋與焊接過程中常常出現(xiàn)的失延裂紋(Ductility-dip cracking)非常相似，COLLINS等[25?27]對DDC裂紋的研究發(fā)現(xiàn)，鎳基高溫合金處于中間溫度時延性降低，從而產生DDC裂紋的情況，YOUNG[28]的研究認為DDC開裂是由于晶界邊緣碳化物的存在而產生。因此，可以降低原材料碳化物含量，或者通過降低溫度梯度、更改掃描策略、增加激光重熔來降低熔池間的殘余應力來消除裂紋，提高選區(qū)激光熔化成形Rene104鎳基高溫合金致密度。

成形件中出現(xiàn)的殘留孔洞中觀察到了明顯的粉末顯微組織，而且孔洞直徑普遍在25 μm左右，可見其主要來自粉末空心缺陷，在成形過程中，粉末空心缺陷中封閉的氣體產生熱膨脹從而導致裂紋。殘留粉末顆粒主要是由于成形過程中，粉末飛濺落入熔池而形成的，盡管其對致密度的影響有限，但是當構件在高溫服役時，這些殘余粉末容易成為裂紋源，降低成形件壽命，因此需要進一步調節(jié)工藝參數(shù)以控制粉末飛濺，或改進設備內氣體循環(huán)裝置以減小影響。

4 結論

1) SLM成形線能量密度和掃描間距是影響Rene104鎳基高溫合金致密度及缺陷的主要參數(shù)。過高的線能量密度或不恰當?shù)娜鄢卮罱泳鶗е略诔尚渭行纬纱罅康牧鸭y缺陷，優(yōu)化采用250 J/m線能量密度，0.08 mm掃描間距，制備得到了致密度達98.37%的Rene104合金。

2) SLM成形Rene104合金?平面主要為規(guī)則的胞狀晶組織，?或?平面存在短棒狀或長柱狀晶組織，且沿建造方向的(200)晶面擇優(yōu)取向生長，進一步提高線能量密度可以控制晶粒取向轉為(111)晶面。

3) 當線能量密度過高時，會形成較大的溫度梯度，產生較高的殘余應力，從而在晶界碳化物相以及脆性Laves相處產生應力集中導致開裂，裂紋在?平面沿熔池搭接處萌生且沿熔池法向擴展，在?平面于層間交界處熔池尖端開裂，且沿建造方向擴展。

4) 選區(qū)激光熔化成形Rene104合金出現(xiàn)了裂紋、孔洞及殘留粉末顆粒等3種缺陷，裂紋是影響致密度的主要因素。粉末空心缺陷是導致殘留孔洞的主要原因，殘留粉末顆粒則是成形過程中粉末飛濺落入熔池形成的。

[1] 王 愷, 王 俊, 康茂東, 董安平, 孫寶德. 熱等靜壓對K4169高溫合金組織與性能的影響[J]. 中國有色金屬學報, 2014, 24(5): 1224?1231. WANG Kai, WANG Jun, KANG Mao-dong, DONG An-ping, SUN Bao-de.Effect of hot isostatic pressing on microstructures and properties of superalloy K4169[J]. The Chinese Journal of Nonferrous Metals, 2014, 24(5): 1224?1231.

[2] 劉小濤, 丁晗暉, 楊 川, 劉 鋒, 黃 嵐, 江 亮. 熱擠壓態(tài)FGH96粉末冶金高溫合金的顯微組織與力學性能[J]. 中國有色金屬學報, 2016, 26(2): 354?364. LIU Xiao-tao, DING Han-hui, YANG Chuan, LIU Feng, HUANG Lan, JIANG Liang. Microstructure and mechanical properties of hot extruded FGH96 powder metallurgy superalloy[J]. The Chinese Journal of Nonferrous Metals, 2016, 26(2): 354?364.

[3] SUDBRACK C K, DRAPER S L, GORMAN T T, TELESMAN J, GABB T P. Oxidation and the effects of high temperature exposures on notched fatigue life of an advanced powder metallurgy disk superalloy[J]. Superalloys, 2012,82: 863?872.

[4] 賈 建, 陶 宇, 張義文,張 瑩, 劉建濤. 第三代粉末冶金高溫合金René104的研究進展[J]. 粉末冶金工業(yè), 2007, 17(3): 36?43. JIA Jian, TAO Yu, ZHANG Yi-wen, ZHANG Ying, LIU Jian-tao. Recent development of third generation P/M superalloy René104[J]. Powder Metallurgy Industry, 2007, 17(3): 36?43.

[5] ABE F, OSAKADA K, SHIOMI M. The manufacturing of hard tools from metallic powders by selective laser melting[J]. Journal of Materials Processing Technology, 2001, 111(1/3): 210?213.

[6] KRUTH J P, FROYEN L, VAERENBERGH J V, MERCELIS P, ROMBOUTS M. Selective laser melting of iron-based powder[J]. Journal of Materials Processing Technology, 2004, 149(1/3): 616?622.

[7] AMATO K N, GAYTAN S M, MURR L E, MARTINEZ E, SHINDO P W. Microstructures and mechanical behavior of Inconel 718 fabricated by selective laser melting[J]. Acta Materialia, 2012, 60(5): 2229?2239.

[8] JIA Q B, GU D D. Selective laser melting additive manufacturing of Inconel 718 superalloy parts: Densification, microstructure and properties[J]. Journal of Alloys and Compounds, 2014, 585: 713?721.

[9] LI S, WEI Q, SHI Y, ZHU Z, ZHANG D. Microstructure characteristics of Inconel 625 superalloy manufactured by selective laser melting[J]. Journal of Materials Science & Technology, 2015, 31(9): 946? 952.

[10] WITKIN D B, ADAMS P, ALBRIGHT T. Microstructural evolution and mechanical behavior of nickel-based superalloy 625 made by selective laser melting[C]// HELVAJIAN H, PIQUE A, WEGENER M, GU B. Laser 3d Manufacturing Ii. San Francisco: CA SPIE, 2015: 9?30.

[11] MUMTAZ K A, ERASENTHIRAN P, HOPKINSON N. High density selective laser melting of Waspaloy (R)[J]. Journal of Materials Processing Technology, 2008, 195(1/3): 77?87.

[12] WANG F D. Mechanical property study on rapid additive layer manufacture Hastelloy (R) X alloy by selective laser melting technology[J]. International Journal of Advanced Manufacturing Technology, 2012, 58(5/8): 545?551.

[13] TOMUS D, TIAN Y, ROMETSCH P A, HEILMAIER M, WU X. Influence of post heat treatments on anisotropy of mechanical behaviour and microstructure of Hastelloy-X parts produced by selective laser melting[J]. Materials Science and Engineering A, 2016, 667: 42?53.

[14] YANG J J, LI F Z, WANG Z M, ZENG X. Cracking behavior and control of Rene 104 superalloy produced by direct laser fabrication[J]. Journal of Materials Processing Technology, 2015, 225: 229?239.

[15] UNOCIC R R, ZHOU N, KOVARIK L, SHEN C, WANG Y. Dislocation decorrelation and relationship to deformation microtwins during creep of a′ precipitate strengthened Ni-based superalloy[J]. Acta Materialia, 2011, 59(19): 7325?7339.

[16] KITAGUCHI H. Microstructure-property relationship in advanced Ni-based superalloys[M]. Cambridge: Cambridge University Press, 2012: 18?42.

[17] REED R C. The superalloys: Fundamentals and applications[J]. Aeronautical Journal, 2006, 5: 54?62.

[18] CARTER L N, ATTALLAH M M, REED R C. Laser powder bed fabrication of nickel-base superalloys: Influence of parameters, characterisation, quantification and mitigation of cracking[J]. Superalloys, 2012, 76(9): 577?586.

[19] GU D D, HAGEDORN Y C, MEINERS W, MENG G, RUI JSB. Densification behavior, microstructure evolution, and wear performance of selective laser melting processed commercially pure titanium[J]. Acta Materialia, 2012, 60(9): 3849?3860.

[20] PROBSTLE M, NEUMEIER S, HOPFENMULLER J, FREUND L P, NIENDORF T. Superior creep strength of a nickel-based superalloy produced by selective laser melting[J]. Materials Science and Engineering A, 2016, 674: 299?307.

[21] SIMCHI A, POHL H. Effects of laser sintering processing parameters on the microstructure and densification of iron powder[J]. Materials Science and Engineering A, 2003, 359(1/2): 119?128.

[22] NIU H J, CHANG I T H. Liquid phase sintering of M3/2 high speed steel by selective laser sintering[J]. Scripta Materialia, 1998, 39(1): 67?72.

[23] VILARO T, COLIN C, BARTOUT J D, NAZE L, SENNOUR M. Microstructural and mechanical approaches of the selective laser melting process applied to a nickel-base superalloy[J]. Materials Science and Engineering A, 2012, 534: 446?451.

[24] KANAGARAJAH P, BRENNE F, NIENDORF T, MAIER H J. Inconel 939 processed by selective laser melting: Effect of microstructure and temperature on the mechanical properties under static and cyclic loading[J]. Materials Science and Engineering A, 2013, 588: 188?195.

[25] COLLINS M G, LIPPOLD J C. An investigation of ductility dip cracking in nickel-based filler materials?Part Ⅰ[J]. Welding Journal, 2003, 82(10): 288?295.

[26] COLLINS M G, RAMIREZ A J, LIPPOLD J C. An investigation of ductility dip cracking in nickel-based weld metals - Part II[J]. Welding Journal, 2003, 82(12): 348?354.

[27] COLLINS M G, RAMIREZ A J, LIPPOLD J C. An investigation of ductility-dip cracking in nickel-based weld metals?Part Ⅲ[J]. Welding Journal, 2004, 83(2): 39?49.

[28] YOUNG G A. The mechanism of ductility dip cracking in nickel-chromium alloys[J]. Welding Journal, 2008, 2(2): 31?43.

Selective laser melting fabrication and cracking behavior of Rene104 nickel-based superalloy

DUAN Ran-xi, HUANG Bai-yun, LIU Zu-ming, PENG Kai, Lü Xue-qian

(State Key Laboratory of Powder Metallurgy, Central South University, Changsha 410083, China)

The Rene104 nickel-based superalloy was fabricated by selective laser melting technology with the scan strategy of rotation plus filling, and the impacts of process parameters on the microstructure and cracking behavior were investigated. The results show the linear energy density and hatch spacing are the main parameters that affect the density and cracking behavior of Rene104 nickel-based superalloy. When the energy density is 250 J/m, and the hatch spacing is 0.08 mm, the relative density of Rene104 nickel-based superalloy samples reaches 98.37%. The Rene104 alloy is mainly composed of columnar grains with the cross-sectional dimension of 0.5 μm and the axial dimension of 3?5 μm or 30 μm. The grain grows along the build direction with the strong (200) texture, while the carbides and Laves phases exist along the grain boundaries. The defects, including cracks, pores and remained powders, are also be found. The high linear energy density can cause the large temperature gradient and residual stress, which results in the stress concentration around precipitates. Therefore, the cracks initiate at the pool tip and interlayer junctions, then extend along the build direction. The remained pores are mainly caused by the powder hollow, and the remained powders are generated by the powder splash phenomenon.

Rene104 superalloy; selective laser melting; relative density; microstructure; crack; carbide

Project(2009AA03Z526) supported by the National High-Tech Research and Development Program of China; Project(2016ZZTS272) supported by the Fundamental Research Funds for the Central Universities of Central South University, China; Project(2015CX004) supported by Innovation- Driven Plan of Central South University, China; Project(2016YFB0301300) supported by National Key Research and Development Program, China

2017-04-18;

2017-07-26

LIU Zu-ming; Tel: +86-731-88836355; E-mail: lzm@csu.edu.cn

10.19476/j.ysxb.1004.0609.2018.08.10

1004-0609(2018)-08-1568-11

TF124；TG146

A

國家高技術研究發(fā)展計劃資助項目(2009AA03Z526)；中南大學中央高?；究蒲袠I(yè)務費專項資助(2016ZZTS272)；中南大學創(chuàng)新驅動計劃資助項目(2015CX004)；國家重點研發(fā)計劃資助項目(2016YFB0301300)

2017-04-18；

2017-07-26

劉祖銘，博士，教授；電話：0731-88836355；E-mail: lzm@csu.edu.cn

(編輯 王 超)