固溶和時(shí)效處理對選區(qū)激光熔化成形GTD222鎳基合金組織和硬度的影響

潘緯韜，祝國梁，王 瑞，汪東紅，董安平，疏 達(dá)，孫寶德

(上海交通大學(xué)，上海市先進(jìn)高溫材料及其精密成形重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室，上海 200240)

0 引 言

粉末選區(qū)激光熔化增材制造(Powder Selective Laser Melting Additive Manufacturing)技術(shù)具有成形快速、智能、靈活度高等特點(diǎn)，適于生產(chǎn)具有復(fù)雜三維結(jié)構(gòu)的金屬零件，其近凈成形的技術(shù)特點(diǎn)也使得后期機(jī)加工難度大幅降低。增材制造加工過程中的超高速冷卻環(huán)境可以顯著減少材料的宏觀偏析，有助于消除鑄造缺陷，形成更加均勻致密的顯微組織，從而提高材料的強(qiáng)度、塑性及服役性能。近年來，隨著航空發(fā)動(dòng)機(jī)和燃?xì)廨啓C(jī)性能要求的不斷提高，其零部件的形狀設(shè)計(jì)也更加復(fù)雜，這對傳統(tǒng)的鑄造和鍛造技術(shù)提出了嚴(yán)峻挑戰(zhàn)。增材制造已成為高溫合金復(fù)雜結(jié)構(gòu)部件精密成形的重要技術(shù)之一，其中，粉末選區(qū)激光熔化成形技術(shù)具有廣闊的應(yīng)用前景。

GTD222合金是GE公司研制的一種新型γ′-Ni3Al沉淀強(qiáng)化型鎳基高溫合金，較燃?xì)廨啓C(jī)常用的FSX-414合金具有更優(yōu)異的蠕變性能、抗高溫氧化性能和焊接性，同時(shí)其蠕變抗力承受溫度比FSX-414合金的提高了93 ℃，已應(yīng)用于工作溫度在1 000 ℃以下的導(dǎo)向葉片以及各類長期服役的靜止件[1-3]。作者課題組前期開展了GTD222合金選區(qū)激光熔化增材制造技術(shù)研究，成功制備了高致密性GTD222合金。然而，增材制造時(shí)快速冷卻的特點(diǎn)決定了選區(qū)激光熔化成形GTD222合金的顯微組織處于熱力學(xué)不穩(wěn)定狀態(tài)，這使得其在高溫服役時(shí)易發(fā)生組織演化，對長期穩(wěn)定服役十分不利。因此，需要通過熱處理使其獲得較為穩(wěn)定的顯微組織，以提高構(gòu)件力學(xué)性能以及在高溫長期服役過程中的安全性，但目前這方面的相關(guān)研究仍不夠完善。為此，作者采用選區(qū)激光熔化成形技術(shù)制備GTD222合金，研究了固溶處理時(shí)間、時(shí)效溫度和時(shí)效時(shí)間對其顯微組織和硬度的影響。

1 試樣制備與試驗(yàn)方法

1.1 試樣制備

基于前期研究成果，以氣霧化噴粉制備的GTD222合金粉末為原料，采用EOS M290型增材制造設(shè)備，在氬氣保護(hù)氣氛下沿水平方向打印得到近完全致密的GTD222合金，掃描策略如圖1所示。激光功率為200 W，掃描速度為960 mm·s-1，掃描間距為80 μm，鋪粉厚度為40 μm。由上述工藝得到的打印態(tài)GTD222合金的密度為8.26 g·cm-3，與理論密度(8.27 g·cm-3)十分接近。

圖1 激光掃描策略示意Fig.1 Laser scanning strategy diagram

按照鑄造GTD222合金標(biāo)準(zhǔn)熱處理工藝，在(1 150±10) ℃下對選區(qū)激光熔化成形GTD222合金(打印態(tài))進(jìn)行固溶處理，固溶處理時(shí)間分別取0，20，40，60，120 min，水冷淬火以保存顯微組織形態(tài)；時(shí)效溫度為760，780，800，820，840 ℃，時(shí)效時(shí)間為2，4，8 h，空冷至室溫。

1.2 試驗(yàn)方法

沿合金縱截面(xz平面)截取金相試樣，經(jīng)打磨、拋光后，采用210 mL H3PO4+170 mL H2SO4+120 mL H2O配制的電解液進(jìn)行電解腐蝕，直流電壓為12 V，腐蝕時(shí)間為25 s。使用OLYMPUS BX51M型光學(xué)顯微鏡和JEOL JSM-7800F型掃描電子顯微鏡(SEM)觀察顯微組織。通過打磨、凹坑處理、雙束離子減薄制備透射試樣，使用配備有HAADF-STEM附件的FEI TECNAI G2 S-TWIN型透射電子顯微鏡(TEM)表征其微觀結(jié)構(gòu)。使用數(shù)顯維氏硬度計(jì)測定試樣上表面的顯微硬度，載荷為4.903 N，保載時(shí)間為10 s。

2 試驗(yàn)結(jié)果與討論

2.1 打印態(tài)合金的顯微組織

由圖2可以看出，選區(qū)激光熔化成形GTD222合金單道熔池的寬度約為120 μm，深度約為100 μm，相鄰熔池互相交聯(lián)，這種交聯(lián)有利于鋪粉平面上粉末充分熔化而不發(fā)生球化。同時(shí)，縱向上多層的熔深有助于層間的焊接結(jié)合，減少單道熔池中心低熔點(diǎn)共晶偏析以及結(jié)晶裂紋的產(chǎn)生，有助于提高合金致密性。放大后可以觀察到單個(gè)熔池內(nèi)的枝晶生長表現(xiàn)出強(qiáng)烈的擇優(yōu)取向，這是晶粒競爭生長的結(jié)果。根據(jù)競爭生長理論，在凝固過程中生長方向平行于固-液界面處最大熱流方向的枝晶將優(yōu)先生長。對于面心立方和體心立方材料，凝固時(shí)晶粒沿[001]方向優(yōu)先生長，在晶粒取向隨機(jī)分布的多晶材料中，[001]取向恰好平行于最大熱流方向時(shí)枝晶會更加具有生長優(yōu)勢，較與熱流方向成一定夾角的枝晶生長得更快，競爭生長結(jié)束后最終形成平行于熱流方向的柱狀晶結(jié)構(gòu)[4-7]。因此，理論上選區(qū)激光熔化成形GTD222合金的晶粒會沿著[001]方向即z軸擇優(yōu)生長，但實(shí)際的柱狀晶生長方向與z軸呈一定傾斜角度，這是由相鄰熔池的溫度影響使得熱流方向并不嚴(yán)格與z軸平行所致。由于選區(qū)激光熔化成形按掃描道次順序進(jìn)行，這就造成單道熔池凝固時(shí)其周邊已熔化凝固和未熔化粉末區(qū)的熱力學(xué)條件不對稱。一般情況下，前者的溫度高于后者的，因此熔池向已熔化凝固區(qū)的熱傳導(dǎo)效率低于未熔化粉末區(qū)的，這使得熱流矢量疊加后發(fā)生偏移，導(dǎo)致優(yōu)勢生長方向偏離[001]方向。

2.2 打印態(tài)合金的微觀結(jié)構(gòu)

γ′相為典型沉淀強(qiáng)化型高溫合金的主要強(qiáng)化相。合金經(jīng)熱處理后，大部分γ′相以球狀或豆瓣?duì)钚螒B(tài)在基體中析出，尺寸為幾十納米，少部分在晶界附近形成花瓣?duì)罨蜓┗瞀?γ′共晶。

由圖3(a)可以看出，選區(qū)激光熔化成形GTD222合金中存在明顯的胞狀亞結(jié)構(gòu)，基體中分布著密度極高的位錯(cuò)線，這在增材制造金屬中很常見[8-11]。位錯(cuò)線的存在會對材料的強(qiáng)度和塑性產(chǎn)生很大影響。激光加工過程中合金經(jīng)歷快速加熱與快速冷卻過程，凝固時(shí)整個(gè)熱影響區(qū)的溫度梯度極大，這就導(dǎo)致材料中出現(xiàn)相當(dāng)強(qiáng)烈的熱錯(cuò)配，進(jìn)而造成較高的內(nèi)應(yīng)力積累。熱錯(cuò)配積累到一定程度后，只依賴晶格畸變已無法平衡內(nèi)應(yīng)力，晶體中便會產(chǎn)生位錯(cuò)來釋放一部分變形和應(yīng)力，由此形成高密度位錯(cuò)線。實(shí)際激光增材制造過程中，一個(gè)空間點(diǎn)需經(jīng)歷多次復(fù)雜的熱循環(huán)，這就導(dǎo)致增材制造合金中的位錯(cuò)密度遠(yuǎn)高于傳統(tǒng)鑄造合金的。

圖3(b)與圖3(c)為同一視場下的明場像和高角環(huán)形暗場像(High-Angle Annular Dark Field,HAADF)。HAADF中的信號強(qiáng)度與該位置原子序數(shù)的平方成正比，即重元素越多，HAADF中的信號越亮。打印態(tài)GTD222合金中，MC碳化物通常富含鈮、鉭等重元素，且廣泛分布在晶界和相鄰亞結(jié)構(gòu)交界處。對比圖3(b)與圖3(c)可以看出：HAADF中的白亮點(diǎn)均分布在亞結(jié)構(gòu)交界處，說明其為MC碳化物；這些碳化物顆粒并未連成膜狀，沒有將亞結(jié)構(gòu)界面完全隔離，因此可以起到一定界面強(qiáng)化和釘扎位錯(cuò)的作用。

圖3 選區(qū)激光熔化成形GTD222合金的TEM形貌Fig.3 TEM images of GTD222 alloy formed by selective laser melting: (a) dislocations and substructures; (b) light field image; (c) HAADF image; (d) electron diffraction selected area and (e) electron diffraction spots of position 1

對圖3(d)中靠近薄區(qū)邊緣的區(qū)域進(jìn)行選區(qū)電子衍射，得到的斑點(diǎn)如圖3(e)所示。斑點(diǎn)在[001]正軸下標(biāo)定，主斑點(diǎn)為典型的面心立方點(diǎn)陣。晶體學(xué)研究表明，當(dāng)基體中存在γ′相時(shí)，則其選區(qū)電子衍射圖中除了出現(xiàn)γ相對應(yīng)的主斑點(diǎn)外還會出現(xiàn)一套規(guī)則的副斑點(diǎn)。然而作者取不同視場均未觀察到該現(xiàn)象，說明打印態(tài)GTD222合金中并未大量析出γ′相。其他高溫合金增材制造研究結(jié)果表明，由于凝固冷卻速率很快，γ′-Ni3(Al, Ti)沒有足夠的時(shí)間進(jìn)行擴(kuò)散析出，基體以過飽和固溶的γ單相存在[8,12-16]。

2.3 固溶處理對顯微組織及硬度的影響

由圖4可以看出，在1 150 ℃固溶處理后，選區(qū)激光熔化成形GTD222合金中的亞結(jié)構(gòu)界面均消失。其原因一方面為亞晶界的本質(zhì)為位錯(cuò)的排列和堆疊，1 150 ℃下的熱激活作用使位錯(cuò)易于滑移和攀移，異號位錯(cuò)發(fā)生相遇而湮滅的概率增加，或者更易在相鄰亞晶粒中發(fā)生轉(zhuǎn)移并最終移動(dòng)到材料表面或晶界處消失，造成亞晶界處的位錯(cuò)密度降低。另一方面，隨著固溶時(shí)間的延長，MC碳化物顆粒溶解，數(shù)量不斷減少，亞晶界逐漸轉(zhuǎn)移合并；合并后的亞晶尺寸增大，晶界上的位錯(cuò)密度升高，相鄰亞晶的位向差增大并逐漸轉(zhuǎn)化為大角度晶界；大角度晶界比小角度晶界具有更大的遷移率，可以快速移動(dòng)并將移動(dòng)路程中的位錯(cuò)清除，留下無畸變晶體，在降低晶體內(nèi)位錯(cuò)密度的同時(shí)成為再結(jié)晶核心。

圖4 選區(qū)激光熔化成形GTD222合金在1 150 ℃固溶處理不同時(shí)間后的SEM形貌Fig.4 SEM images of GTD222 alloy formed by selective laser melting after solution treatment at 1 150 ℃ for different times

當(dāng)合金從室溫升高到1 150 ℃時(shí)(即固溶時(shí)間為0)，亞結(jié)構(gòu)已經(jīng)消失，但表面仍可觀察到少量碳化物顆粒，這是因?yàn)槲诲e(cuò)回復(fù)的速度比碳化物溶解擴(kuò)散的速度更快。由圖5可知，固溶態(tài)合金的顯微硬度較打印態(tài)的(354 HV)小幅下降，說明合金晶粒度變化不大。隨著固溶時(shí)間的延長，碳化物繼續(xù)溶解，固溶40 min時(shí)已基本完全溶解，合金表面均一平整。顯微硬度在固溶20 min后不再發(fā)生明顯變化，可以認(rèn)為此時(shí)合金內(nèi)的應(yīng)力已基本釋放完畢，亞晶粒停止合并和生長。綜上，可以將1 150 ℃保溫40 min確定為選區(qū)激光熔化成形GTD222合金均質(zhì)化處理工藝。

圖5 選區(qū)激光熔化成形GTD222合金在1 150 ℃固溶處理不同時(shí)間后的硬度Fig.5 Hardness of GTD222 alloy formed by selective laser melting after solution treatment at 1 150 ℃ for different times

2.4 時(shí)效處理對顯微組織及硬度的影響

由圖6可知，在760～840 ℃時(shí)效處理2～8 h后，選區(qū)激光熔化成形GTD222合金基體中均析出大量γ′相，γ′相的尺寸隨時(shí)效溫度升高和時(shí)效時(shí)間延長而增大，這是因?yàn)樵谳^高溫度下，元素的擴(kuò)散更容易進(jìn)行，γ′析出相會發(fā)生聚集長大以降低總界面能。由表1可以看出：相同保溫時(shí)間下，合金硬度隨著時(shí)效溫度的升高而降低，這也是γ′相數(shù)量減少、尺寸增大的表現(xiàn)；當(dāng)時(shí)效溫度相同時(shí)，合金硬度則隨著時(shí)效時(shí)間的延長而增加，這是γ′相隨著時(shí)效時(shí)間延長而逐漸析出的結(jié)果。γ′相的大量析出使得時(shí)效處理GTD222合金的顯微硬度較打印態(tài)的(354 HV)明顯增加。在760 ℃時(shí)效處理8 h后合金硬度最高，此時(shí)γ′相充分析出，數(shù)量最多并且尺寸最小。從提高材料強(qiáng)度的角度出發(fā)，可選擇該時(shí)效處理參數(shù)作為優(yōu)化工藝。

表1 不同時(shí)效溫度和時(shí)效時(shí)間下選區(qū)激光熔化成形GTD222合金的硬度Table 1 Hardness of GTD222 alloy formed by selective laser melting at different aging temperatures for different times

圖6 不同時(shí)效溫度和時(shí)效時(shí)間下選區(qū)激光熔化成形GTD222合金的SEM形貌Fig.6 SEM images of GTD222 alloy formed by selective laser melting at different aging temperatures for different times

3 結(jié) 論

(1) 選區(qū)激光熔化成形GTD222合金中的柱狀晶與成形方向呈一定傾斜角度；合金中存在明顯的胞狀亞結(jié)構(gòu)和高密度位錯(cuò)，MC碳化物主要分布于晶界和相鄰亞結(jié)構(gòu)交界處，基體中未析出γ′相。

(2) 選區(qū)激光熔化成形GTD222合金在1 150 ℃固溶處理不同時(shí)間后亞結(jié)構(gòu)均消失，隨著固溶時(shí)間的延長，碳化物逐漸溶解，固溶40 min后基本完全消失；合金顯微硬度在固溶20 min后不再發(fā)生明顯變化。

(3) 在760～840 ℃時(shí)效處理2～8 h后，選區(qū)激光熔化成形GTD222合金基體中均析出大量γ′相，γ′相的尺寸隨時(shí)效時(shí)間延長和時(shí)效溫度升高而增大，合金硬度則隨時(shí)效時(shí)間延長和時(shí)效溫度降低而增大，在760 ℃時(shí)效處理8 h后合金硬度最高，為432 HV。