1 引言

随着现代制造业形态的升级,我国重型装备逐渐向大型化、高性能、整体化的方向快速发展,这对大型高性能金属结构件的制造技术提出了更高的要求^[1]。采用铸锭冶金结合塑性成形等传统制造技术生产上述金属构件,不仅需要万吨级以上的重型锻造装备及大型锻造模具,而且材料利用率低,加工周期长,制造成本高^[2]。高沉积率激光熔覆沉积(HDR-LMD)技术是以合金粉末或丝材为原料,通过高功率激光原位冶金熔化、快速凝固逐层堆积,实现大型高性能金属结构件整体近净成形的一种技术,可以显著提高材料利用率,缩短产品周期,降低制造成本^[3-7]。该技术独特的制造优势引起了国内外研究学者的高度关注。

GH4169合金作为目前产量最大、应用领域最广的镍基高温合金之一,在航空航天领域占有举足轻重的地位^[8-12]。对于大型高性能GH4169合金结构件的快速制备,沉积率大于2 kg/h的HDR-LMD有望成为该领域的重要制造技术之一。与传统激光熔覆沉积 (C-LMD) 技术(激光功率不大于2 kW,送粉量不大于1.1 kg/h)相比,HDR-LMD技术同时提高了能量输入和质量输入(激光功率为3 kW,送粉速率为4.2 kg/h),导致激光熔覆沉积过程中凝固组织和后续固态相变组织发生较大的变化。Sivaprasad 等^[13]发现,热输入差异使GH4169合金在凝固过程中的冷却速率不同,导致凝固末期Laves相的形貌与体积分数均不同。Nie等^[14]在探究激光沉积GH4169合金Laves相的形貌演化时发现,在低的冷却速率(500~1000 ℃/s) 下Laves相以长链状形貌析出,在高的冷却速率(4000 ℃/s) 下Laves相以细小颗粒状析出;另一方面,热输入的变化会导致HDR-LMD过程中正在成形的沉积层对已成形沉积层产生的循环再热作用发生变化。Wang等^[15]发现,随着沉积高度的增加和热循环周期的延长,柱状晶逐渐发生粗化,Laves相的体积分数逐渐减小。Han等^[16]在探究激光修复TC17-TC11双合金组织时发现,往复热循环作用使显微组织经历了锻造双态组织、细小的全等轴晶、过热粗大晶粒三个阶段,其间有大量细小针状次生α相从锻件基材中析出。

然而,针对HDR-LMD技术的研究并未充分考虑热输入的影响^[17-19],尤其是当制备大型高性能金属结构件时,HDR-LMD过程中的循环再热作用对沉积态组织的影响更加显著^[15],目前有关这方面的认知还有待进一步探究。因此,本文采用HDR-LMD技术制备沉积高度为75 mm的GH4169块体试样,通过观察沉积态组织中部(承受载荷部位)的显微组织特征,来探究成形过程中的循环再热作用对显微组织的影响;并结合室温拉伸测试,分析循环再热作用对沉积态拉伸断裂行为的影响。

2 实验材料与方法

采用等离子旋转电极法制备GH4169合金粉末,粉末粒径为45~90 μm,粉末的主要化学成分见表1。激光熔覆沉积前对合金粉末进行真空烘干除湿处理,烘干温度为150 ℃ ,烘干时间为6~8 h,保温结束后在真空炉中冷却至室温。基材采用316L不锈钢,尺寸为140 mm×50 mm×5 mm,在140 mm×50 mm的平面上激光熔覆沉积GH4169合金试样块。激光熔覆沉积前将基材140 mm×50 mm的平面用粗砂纸打磨,去除表面氧化皮,露出新鲜白亮金属表面,继续用1000#砂纸打磨后再用丙酮清洗、吹干。

激光熔覆沉积实验在凝固技术国家重点实验室自行研制的laserline LDF 6000设备上进行。该设备包括6 kW半导体激光器、高精度可调自动送粉器、同轴送粉喷嘴、稀有气氛加工室(氧体积分数低于50×10^-6)、五轴四联动数控工作台、氧含量实时监测系统等机构。成形过程采用交叉式扫描路径,具体工艺参数见表2,成形试样在真空箱内冷却到室温后取出。

图 1. 高沉积率激光熔覆沉积GH4169合金块体试样。(a)实物图;(b)拉伸试样尺寸

Fig. 1. HDR-LMD obtained GH4169 alloy block sample. (a) Physical map; (b) sample size for tensile test

下载图片 查看所有图片

图1所示是用于显微组织观察和拉伸性能测试的块体试样,尺寸为40 mm×40 mm×75 mm,成形试样的沉积率约为2 kg/h。采用电火花线切割机沿着沉积态组织的高度方向切取沉积材料,制成显微组织试样;沿着高度方向切取三个尺寸完全相同的棒状拉伸试样,试样尺寸如图1(b)所示。拉伸试样表面依次采用180/320/640/800/1200/1500#砂纸进行打磨,以去除拉伸试样表面的切割痕迹。在Instron5565型微机控制电子万能试验机上进行室温拉伸实验,加载速率为1 mm/min。采用光学显微镜(OM,GX51,Olympus,日本)及场发射扫描电子显微镜(SEM,Nova NanoSEM,FEI,美国)观察显微组织和断口形貌。显微组织试样用不同粒度砂纸打磨,然后进行机械抛光及腐蚀,腐蚀剂为100 mL C₂H₅OH+20 mL HCl+5 g FeCl₃,腐蚀时间为5~10 s。在电子背散射衍射(EBSD)测试之前,对已机械抛光的试样进行振动抛光。EBSD测试在装有HKL附件的SEM(VEGA3 LMH,TESCAN)上进行,附加电压为20 kV,样品倾斜角为70°,步长为2 μm。从沉积态组织中部切下5 mm×5 mm×1 mm的方块,并采用机械研磨法使其厚度减薄到约50 μm,然后采用电解双喷法完成透射试样的制备,所用透射电镜为Tecnai F 30G2(FEI,美国)。

3 实验结果与讨论

3.1 沉积态宏观形貌

图2所示为高沉积率激光熔覆沉积GH4169合金(HDR-LMDed GH4169)沿着沉积方向的宏观组织。从图2可以看出,沿沉积方向外延生长的柱状晶组织是激光熔覆沉积GH4169合金显微组织最显著的特征,同时柱状晶在沉积方向上穿越多个沉积层。柱状晶的生长方向大致为沿沉积方向垂直向上,如图2(a)中红色箭头所示,这与熔池凝固过程中的热量扩散方向有关。各沉积层之间呈明显的层带特征,主要是由于上下两熔覆层相连接的部位组织结构不同。高沉积率GH4169合金中的一次枝晶间距约为12 μm,如图2(b)所示。图3所示为高沉积率沉积态试样的极图,可以看出,(100)方向的织构强度超过了21,说明高沉积率成形试样中柱状晶的定向性很强且排列非常规整。

图 2. 高沉积率激光熔覆沉积GH4169合金宏观组织。(a) OM图片;(b)一次枝晶间距

Fig. 2. Macrostructure of HDR-LMDed GH4169 alloy. (a) Optical micrograph; (b) primary dendrite arm spacing

下载图片 查看所有图片

图 3. 高沉积率激光熔覆沉积GH4169合金的极图

Fig. 3. Pole figures of HDR-LMDed GH4169 alloy

下载图片 查看所有图片

3.2 沉积态相组成

GH4169合金的凝固过程^[20]可归结为:L→γ+L→(γ+NbC)+L→γ+L→γ+Laves。因此,在熔池凝固过程中,先后会有γ相、NbC相和γ+Laves共晶相生成。图4所示为高沉积率GH4169合金沉积态的微观组织,可以看出有三种白色的析出相,如红色箭头所示。激光熔覆沉积GH4169合金沉积态组织的能量色散谱(EDS)分析位置如图5所示。表3给出了对应位置的微观偏析定量分析结果,对比枝晶间与枝晶干区域的成分发现,枝晶干中Nb、Mo和Ti三元素的含量比枝晶间低。此外,有文献报道,在GH4169合金凝固过程中,枝晶区域Nb元

图 4. 高沉积率GH4169合金试样中部的显微组织。(a) Laves相;(b) δ相;(c) γ″/γ'相

Fig. 4. Microstructure of central HDR-LMDed GH4169 alloy sample. (a) Laves phase; (b) δ phase; (c) γ″/γ' phase

下载图片 查看所有图片

图 5. 激光熔覆沉积GH4169合金沉积态组织EDS分析位置

Fig. 5. Positions for EDS analysis of as-deposited structure in HDR-LMDed GH4169 alloy

下载图片 查看所有图片

素的富集程度通常可达6%~10%(质量分数),而Laves相形成区Nb元素将达到10%(质量分数)以上^[21]。结合EDS测试结果可以证明:图4(a)中枝晶间析出白色相为Laves相; Laves相处的Nb元素质量分数为24.23%;Laves相主要分布于枝晶间区域,长度为2~10 μm。

除了Laves相外,从沉积态组织中还观察到了针状δ相的析出,如图4(b)所示,其长度约为6 μm,主要分布在Laves相的周围与晶界处。高沉积率沉积态试样中观察到δ相析出,可能是由于在激光熔覆沉积过程中,正在成形的沉积层会对已成形的沉积层产生再热作用,而在高沉积率成形过程中这一作用会更加剧烈,产生更加强烈的热循环效应,从而加剧了沉积过程中的热积累,使得沉积层的温度足以使δ相析出,同时在此温度区间停留的时间也达到了δ相析出所需的孕育时间,最终导致高沉积率GH4169合金沉积态试样中有δ相的析出。δ相的析出也可以进一步通过电子衍射图谱加以证明。图6所示为高沉积率GH4169合金δ相的透射图。图6(a)、(b)分别是δ相的明场像和暗场像;图6(c)为图6(a)、(b)的衍射图谱,该图谱表明沉积态组织中部有δ相析出,δ-Ni₃Nb相为衍生正交DO_a结构,点阵常数a=0.517 nm,b=0.4351 nm,c=0.4527 nm。

图 6. 高沉积率激光熔覆沉积GH4169合金试样的透射图。(a) δ相的明场像;(b) δ相的暗场像;(c) δ相的选区电子衍射图谱

Fig. 6. Transmission image of HDR-LMDed GH4169 alloy sample. (a) Bright field image of δ phase; (b) dark field image of δ phase; (c) selected area electron diffraction pattern of δ phase

下载图片 查看所有图片

从图4(c)中颗粒相的形貌和尺寸可以确定其为强化相,但是根据电镜照片无法确定强化相的种类,因此有必要进行进一步验证。图7所示为高沉积率激光熔覆沉积GH4169合金试样的透射图。

从图7(a)可以发现,颗粒相的尺寸在几纳米到几十纳米之间,呈近球形,通过电子衍射图谱进一步确认强化相的种类。图7(b)为图7(a)的衍射图谱,该图谱表明,在沉积态组织中部均有γ″相和γ'相析出,γ'-Ni₃(Al,Ti)相为面心立方LI₂结构,点阵常数a=b=c=0.3851 nm。γ″-Ni₃Nb相是体心四方DO₂₂结构,通常与基体γ相共格析出,点阵常数a=b=0.3624 nm, c=0.7406 nm。从图4(c)可以看出,强化相分布不均匀,主要分布在Laves相周围,这可能是由于Laves相周围Nb元素含量满足强化相析出所需的Nb元素含量,同时热循环效应满足强化相析出所需的温度及孕育时间,因此二者共同作用导致了高沉积率GH4169合金强化相的析出。与锻件试样相比,HDR-LMD沉积态试样在热循环作用下经历的强化相析出时长最多为1 h,而锻件试样中强化相是经过双级时效(720 ℃/8 h+620 ℃/8 h)后才得到的,说明HDR-LMD试样中强化相的体积分数显著低于锻件试样。

图 7. 高沉积率激光熔覆沉积GH4169合金试样的透射图。(a)颗粒相的透镜照片;(b)颗粒相的选区电子衍射图谱(绿色代表γ'相,蓝色代表γ″相,红色代表基体)

Fig. 7. Transmission image of HDR-LMDed GH4169 alloy sample. (a) TEM image of granular phase; (b) selected area electron diffraction pattern of granular phase, with green indicating γ' phase, blue indicating γ″ phase and red indicating matrix

下载图片 查看所有图片

3.3 拉伸性能

高沉积率激光熔覆沉积GH4169合金试样中微观组织的变化会引起沉积态组织拉伸性能的改变。沿着激光熔覆沉积GH4169合金试样的沉积方向取样并进行室温拉伸测试,共设计三组拉伸实验,求取平均值,以表征高沉积率GH4169合金试样的拉伸性能。实验结果见表4,测试结果显示,高沉积率GH4169合金沉积态试样的平均抗拉强度和屈服强度分别约为973.8 MPa和695.48 MPa,延伸率和断面收缩率约为12.3%和31.65%。

图 8. 高沉积率GH4169合金在25 ℃下的拉伸断口形貌。(a)宏观断口;(b)断口横截面形貌;(c)断口纵截面形貌

Fig. 8. Tensile fracture morpholoy of HDR-LMDed GH4169 alloy at 25 ℃. (a) Macro-fracture; (b) cross-sectional profile of fracture; (c) longitudinal profile of fracture

下载图片 查看所有图片

高沉积率激光熔覆沉积GH4169合金在25 ℃下的拉伸宏观断口形貌和微观组织结构如图8所示。从宏观断口形貌来看,拉伸断口呈现出典型的韧性断裂特征,如图8(a)所示。高沉积率GH4169高温合金试样拉伸断口的纤维区分布有大量无方向性规则排列的韧窝,如图8(b)所示。激光熔覆沉积GH4169合金枝晶间存在大量的块状Laves相,Laves相在室温或较低温度下的塑性变形能力极差;另外,由于拉伸实验过程时间短,应变速率较大,因此Laves相作为一种脆性相,极易造成塑性变形的不协调从而引起位错,且容易塞集在Laves相周围,形成应力集中,最终在拉伸过程中几乎不发生塑性变形就发生有限滑移,导致整个Laves相破碎,为裂纹的起源和扩展提供了有利的位置^[22-23]。因此,微孔容易在Laves相附近区域形成,随后微孔通过长大及相互连接引起最终断裂,如图8(c)所示。虽然高沉积率沉积态试样中有强化相析出,但是强化相的体积分数较小且分布不均匀,且在应力加载下由非均匀强化相引起的局部应力集中将导致Laves相优先断裂,因此高沉积率GH4169合金试样的强度和塑性均低于锻件标准。同时,在所有的断口上都可以看到枝晶间存在大量的二次裂纹,如图8(b)所示。二次裂纹的产生是静载拉伸过程中处于有利取向的Laves相的应力达到临界分切应力导致自身滑移造成的。

4 结论

利用HDR-LMD技术制备了GH4169合金,观测其微观组织和拉伸性能,得到了如下结论。

1) 高沉积率激光熔覆沉积GH4169高温合金的沉积态组织为外延生长的柱状晶,柱状晶的定向性很强,排列非常规整,且一次枝晶间距约为12 μm。

2) 在高沉积率激光熔覆沉积GH4169高温合金沉积态组织中观察到块状Laves相、针状δ相、γ″和γ'强化相。Laves相的长度为2~10 μm,主要析出于枝晶间。针状δ相在Laves相与晶界上均有析出。强化相虽然有析出,但其分布不均匀。

3) 高沉积率激光熔覆沉积GH4169高温合金的抗拉强度和屈服强度分别约为973.8 MPa和695.48 MPa,延伸率和断面收缩率约为12.3%和31.65%。HDR-LMD试样的强度和塑性均低于锻件标准。

尽管高沉积率激光熔覆沉积GH4169合金的沉积态组织中已观察到针状δ相及γ″和γ'强化相,但拉伸结果表明沉积态合金的强度和塑性均低于锻件标准。因此,需探究适用于HDR-LMD技术的热处理方法,对沉积态组织进行热处理来提高沉积态合金的强度和塑性,从而使高沉积率激光熔覆沉积GH4169合金的力学性能达到甚至优于锻件标准。