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(上海電氣集團(tuán)股份有限公司中央研究院，上海 200070)

0 引 言

Hastelloy-X合金是一種固溶強(qiáng)化型鎳基高溫合金，中國(guó)牌號(hào)GH3536，具有優(yōu)良的高溫抗氧化性能、耐腐蝕性能和焊接性能，在900 ℃以下具有中等的持久和蠕變強(qiáng)度，短時(shí)工作溫度可達(dá)1 080 ℃，適用于制造航空發(fā)動(dòng)機(jī)與燃?xì)廨啓C(jī)的燃燒室零部件以及其他高溫零部件[1]。由于這些零部件的結(jié)構(gòu)一般都比較復(fù)雜，在原型設(shè)計(jì)階段，當(dāng)采用傳統(tǒng)的成形方法制備時(shí)存在效率低、結(jié)構(gòu)成形受限、成品率低等問題，而增材制造技術(shù)具有響應(yīng)快速、柔性成形以及成形結(jié)構(gòu)不受限等優(yōu)點(diǎn)，非常適用于復(fù)雜零部件的成形[2]。激光選區(qū)熔化技術(shù)是其中一種適用于金屬精密成形的增材制造技術(shù)[3]，該技術(shù)通過專用軟件對(duì)零部件三維模型進(jìn)行切片分層，獲得各截面的輪廓數(shù)據(jù)后，利用高能量激光束根據(jù)輪廓數(shù)據(jù)逐層選擇性地熔化金屬粉末，通過逐層鋪粉、逐層熔化凝固堆積的方式來制造三維實(shí)體零部件。

在采用激光選區(qū)熔化制備的Hastelloy-X合金燃油噴嘴得到工業(yè)化應(yīng)用后，有關(guān)激光選區(qū)熔化Hastelloy-X合金的研究越來越多。目前，已有較多學(xué)者對(duì)激光選區(qū)熔化Hastelloy-X合金的工藝參數(shù)、顯微組織、缺陷控制以及性能等4個(gè)方面進(jìn)行了研究。WANG[4]研究發(fā)現(xiàn)，采用激光選區(qū)熔化技術(shù)制備得到的沉積態(tài)Hastelloy-X合金的屈服強(qiáng)度與抗拉強(qiáng)度均超過其鍛件的標(biāo)準(zhǔn)指標(biāo)值，但伸長(zhǎng)率卻低于其鍛件的標(biāo)準(zhǔn)指標(biāo)值。WANG等[5]研究發(fā)現(xiàn)，通過優(yōu)化面/線能量等激光選區(qū)熔化工藝參數(shù)，Hastelloy-X合金的性能穩(wěn)定性得到提高，并與鍛件的相當(dāng)。TIAN等[6]研究了激光功率、掃描速度、層厚、粉末粒徑、掃描方式等對(duì)Hastelloy-X合金表面粗糙度的影響，發(fā)現(xiàn)減小粉末粒徑和調(diào)節(jié)掃描方式均可降低成形零件的表面粗糙度。ETTER等[7]研究了沉積態(tài)Hastelloy-X合金的各向異性，發(fā)現(xiàn)通過優(yōu)化掃描方式和熱處理能夠控制或消除合金的各向異性。侯慧鵬等[8]在沉積態(tài)Hastelloy-X合金組織中未觀察到析出物，熱處理后晶粒內(nèi)部出現(xiàn)析出物，熱等靜壓后組織中的析出物分布均勻化，但是該析出物與合金力學(xué)性能的關(guān)系并不明確。另外，當(dāng)激光選區(qū)熔化Hastelloy-X合金中出現(xiàn)氣孔等缺陷后，其性能將受到嚴(yán)重的影響，因此需要對(duì)沉積態(tài)Hastelloy-X合金的缺陷進(jìn)行控制。TOMUS等[9]通過降低掃描速度將沉積態(tài)Hastelloy-X合金的相對(duì)密度從77%提高至99%，同時(shí)還可通過降低錳、硅等微量元素的含量來控制合金的開裂程度。HARRISON等[10]通過改變鉬、鈷、錳等元素的含量使沉積態(tài)Hastelloy-X合金中的裂紋密度降低了65%，且合金的高溫抗拉強(qiáng)度略有提高。但是，有關(guān)激光選區(qū)熔化Hastelloy-X合金在不同處理狀態(tài)下的顯微組織與力學(xué)性能關(guān)系的研究報(bào)道較少。為此，作者研究了激光選區(qū)熔化Hastelloy-X合金在沉積態(tài)、熱等靜壓態(tài)、熱等靜壓+熱處理態(tài)時(shí)的顯微組織和室溫拉伸性能，并結(jié)合斷口形貌，分析了顯微組織與拉伸性能之間的關(guān)系。

1 試樣制備與試驗(yàn)方法

試驗(yàn)材料為Sandvik公司生產(chǎn)的氣霧化球形Hastelloy-X合金粉，粒徑為15～53 μm，微觀形貌如圖1所示，化學(xué)成分如表1所示，滿足GB/T 14992-2005中GH3536高溫合金的成分要求。將Hastelloy-X合金粉在(80±5)℃保溫3 h烘干待用。成形用基板為17-4PH不銹鋼板，尺寸為140 mm×140 mm×20 mm，用粗砂紙打磨表面以去除表面氧化皮，露出新鮮白亮金屬表面，再用丙酮清洗，吹干待用。

圖1 Hastelloy-X合金粉顆粒的形貌Fig.1 Morphology of Hastelloy-X alloy powder particles

表1 Hastelloy-X合金粉的化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù))Tab.1 Chemical composition of Hastelloy-X alloypowder (mass) %

圖2 激光選區(qū)熔化制備Hastelloy-X合金試樣的形狀Fig.2 Shapes of Hastelloy-X alloy samples prepared by selective laser melting

成形試樣包括棒狀試樣與塊狀試樣兩種，其中:棒狀試樣高75 mm，直段直徑為8 mm;塊狀試樣的尺寸為4 mm×4 mm×4 mm，如圖2所示。采用3D Systems ProX200型激光選區(qū)熔化設(shè)備進(jìn)行激光選區(qū)熔化成形，激光功率為150～300 W，掃描速度為2～4 m·s-1，線能量為90～128 J·m-1，掃描方式為水平雙向往返掃描的NORMAL模式。成形結(jié)束后，采用電火花將所有試樣從基板上切割下來待用。

對(duì)在線能量為118 J·m-1下成形的試樣(沉積態(tài)試樣)在TP530203S型熱等靜壓爐中進(jìn)行熱等靜壓處理，溫度1 000～1 200 ℃，時(shí)間1～5 h，壓力100～200 MPa。將熱等靜壓處理后的試樣(熱等靜壓態(tài)試樣)置于KSX-15-16C型箱式電阻爐中進(jìn)行熱處理，溫度1 000～1 200 ℃，大氣氣氛，時(shí)間1～5 h。

塊狀試樣經(jīng)打磨、拋光和用由30 mL鹽酸、20 mL醋酸、20 mL硝酸組成的混合溶液腐蝕30 s后，采用LEICA-DM-6000M型光學(xué)顯微鏡與JSM5510型掃描電子顯微鏡觀察顯微組織；用Image-J圖像分析軟件對(duì)拋光后試樣的照片進(jìn)行二值化處理和差異化統(tǒng)計(jì)，獲得合金的相對(duì)密度[11]；采用FYFS-2002K型能譜儀(EDS)分析析出相的化學(xué)成分。根據(jù)GB/T 228.1-2010，將棒狀試樣機(jī)加工成如圖3所示的標(biāo)準(zhǔn)拉伸試樣，在DNS100型電子萬能試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行室溫拉伸試驗(yàn)，拉伸速度為1.5 mm·min-1，采用VEGA3型掃描電鏡觀察試樣斷口表面與剖面的微觀形貌，其中斷口剖面分析是指沿垂直于斷口表面剖開斷裂試樣，觀察近斷口表面區(qū)域的形貌。

2 試驗(yàn)結(jié)果與討論

2.1 顯微組織

由圖4(a)可以看出：當(dāng)線能量為98 J·m-1時(shí)，激光選區(qū)熔化成形過程中所形成的熔池形貌在凝固后得到保留，沉積態(tài)Hastelloy-X合金沿平行于沉積方向上存在弧形熔池界，弧形熔池寬度在150～200 μm，深度在50～100 μm，沿垂直于沉積方向上存在激光掃描后留下的熔池行走軌跡，熔池寬度在50～70 μm。熔池界形貌是由于熔池不同位置因凝固條件不同導(dǎo)致的微觀偏析形成的[12]；同時(shí)由于激光選區(qū)熔化成形是多道搭接與多層堆積的過程，因此熔池界形貌也是由多個(gè)單道熔池界相互影響而形成的。沉積態(tài)Hastelloy-X合金中存在貫穿多個(gè)熔池界的柱狀晶，柱狀晶內(nèi)部為取向一致的枝晶亞結(jié)構(gòu)，柱狀晶的生長(zhǎng)方向大致與沉積方向一致。由于激光選區(qū)熔化工藝的凝固過程是近似快速定向凝固的過程，因此所得晶粒非常細(xì)小且外延生長(zhǎng)形成柱狀晶[13]。由圖4(b)～(c)可以看出，沉積態(tài)Hastelloy-X合金組織中還存在直徑1～7 μm的氣孔與未熔粉(熔合不良)缺陷。

圖4 沉積態(tài)Hastelloy-X合金的顯微組織(線能量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

由圖5可以看出，隨著線能量的升高，沉積態(tài)Hastelloy-X合金的相對(duì)密度整體呈增大趨勢(shì)，由線能量90 J·m-1下的95.2%增大到線能量128 J·m-1下的99.7%以上，這說明合金組織中的缺陷數(shù)量減少。

氣孔與未熔粉作為激光選區(qū)熔化成形合金中常見的缺陷，嚴(yán)重影響著合金的性能[14]。氣孔是由于熔池凝固速率太快導(dǎo)致熔池中的氣體未能逸出而形成的，其直接影響合金的致密性；未熔粉是由于能量輸入不足使得合金粉末未能完全熔化而形成的，未熔粉雖對(duì)合金的致密性影響不大，但其與基體結(jié)合處為組織的薄弱位置。提高線能量能夠有效延長(zhǎng)熔池的凝固時(shí)間并使合金粉末充分熔化，因此相對(duì)密度隨線能量的提高而增大。由圖6可以看出，當(dāng)線能量為128 J·m-1時(shí)，沉積態(tài)Hastelloy-X合金仍存在直徑1 μm左右的氣孔缺陷。這說明在該試驗(yàn)條件下，提高線能量?jī)H能消除未熔粉和大尺寸氣孔。為了進(jìn)一步提高合金的致密性，對(duì)合金進(jìn)行了熱等靜壓處理。

圖5 沉積態(tài)Hastelloy-X合金的相對(duì)密度隨線能量的變化曲線Fig.5 Curve of relative density of as-deposited Hastelloy-X alloy vs linear energy

圖6 沉積態(tài)Hastelloy-X合金中氣孔的微觀形貌(線能量128 J·m-1)Fig.6 Microscopic morphology of pore of as-deposited Hastelloy-X alloy (linear energy of 128 J·m-1)

由圖7(a)～(b)可以看出，經(jīng)熱等靜壓處理后，沉積態(tài)Hastelloy-X合金顯微組織中的熔池界與枝晶形貌消失，晶粒由柱狀晶轉(zhuǎn)變?yōu)榈容S晶，且晶界處析出網(wǎng)狀第二相。Hastelloy-X合金中典型的析出物為M6C與M23C6[15]，M6C和M23C6的主要化學(xué)成分分別為鉬、鎢、鈮和鉻、鉬、鎢[16]。由圖7(c)可以看出，經(jīng)熱等靜壓處理后，Hastelloy-X合金組織中的網(wǎng)狀析出物為富鉻相，且?guī)缀醪缓f元素，由此推測(cè)此網(wǎng)狀析出物為M23C6型碳化物。

由圖8可以看出：經(jīng)熱等靜壓+熱處理后，雖然Hastelloy-X合金的晶粒形態(tài)與晶粒尺寸與熱等靜壓態(tài)的基本相同，但晶界處的網(wǎng)狀碳化物部分溶解，其分布狀態(tài)由網(wǎng)狀分布逐漸變?yōu)閺浬⒎植?，同時(shí)晶內(nèi)析出細(xì)小的第二相；由EDS譜分析得到，該細(xì)小的第二相為富鉬碳化物，推測(cè)其為M6C型碳化物。

圖7 熱等靜壓態(tài)Hastelloy-X合金的顯微組織和EDS譜(線能量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

圖8 熱處理態(tài)Hastelloy-X合金的顯微組織和EDS譜(線能量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

圖9 不同線能量下沉積態(tài)Hastelloy-X合金的拉伸斷口表面形貌Fig.9 Tensile fracture surface morphology of as-deposited Hastelloy-X alloy at different linear energy

2.2 室溫拉伸性能

由表2可知：當(dāng)線能量為98 J·m-1時(shí)，沉積態(tài)Hastelloy-X合金的屈服強(qiáng)度、抗拉強(qiáng)度與伸長(zhǎng)率均最低，隨著線能量的增加，合金的強(qiáng)度與塑性均增大；當(dāng)線能量由98 J·m-1增加到118 J·m-1時(shí)，合金的室溫拉伸性能有較明顯的提高，而當(dāng)線能量由118 J·m-1增加到128 J·m-1時(shí)，合金的室溫拉伸性能略微提高。在低線能量下，沉積態(tài)合金組織中存在大尺寸的氣孔與未熔粉，在室溫拉伸加載過程中裂紋易在這些缺陷位置萌生或加速擴(kuò)展，導(dǎo)致合金的室溫拉伸性能較低；隨著線能量的提高，沉積態(tài)合金的相對(duì)密度提高，室溫拉伸性能也得到提高。綜上可知，沉積態(tài)Hastelloy-X合金室溫拉伸性能的提高與組織內(nèi)氣孔、未熔粉等缺陷的控制有關(guān)。

表2 不同線能量下沉積態(tài)Hastelloy-X合金的室溫拉伸性能Tab.2 Room-temperature tensile properties of as-dipositedHastelloy-X alloy at different linear energy

由圖9可以看出：當(dāng)線能量為98 J·m-1時(shí)，沉積態(tài)Hastelloy-X合金的拉伸斷口表面存在大量的未熔粉形貌，這是因?yàn)楫?dāng)線能量過低時(shí)，部分合金粉顆粒僅表面熔化并與基體結(jié)合，這些未熔粉顆粒的內(nèi)部組織與基體的不一致，合金易在未熔粉與基體界面處斷裂；當(dāng)線能量增加到108 J·m-1時(shí)，沉積態(tài)Hastelloy-X合金拉伸斷口表面的未熔粉形貌減少；當(dāng)線能量密度增加到118，128 J·m-1時(shí)，沉積態(tài)Hastelloy-X合金拉伸斷口表面未發(fā)現(xiàn)明顯的未熔粉形貌。結(jié)合表2分析可知，提高線能量可以控制沉積態(tài)Hastelloy-X合金中的未熔粉缺陷，從而提高其室溫拉伸性能。

由表3可知：沉積態(tài)Hastelloy-X合金的屈服強(qiáng)度與抗拉強(qiáng)度均最大，但其伸長(zhǎng)率最低，遠(yuǎn)低于鍛件的標(biāo)準(zhǔn)指標(biāo)；經(jīng)熱等靜壓處理后，雖然合金的屈服強(qiáng)度與抗拉強(qiáng)度分別降低到450，773 MPa，但其伸長(zhǎng)率增大到30.5%，基本達(dá)到鍛件的標(biāo)準(zhǔn)指標(biāo)要求；經(jīng)熱等靜壓+熱處理后，合金的屈服強(qiáng)度與抗拉強(qiáng)度比熱等靜壓態(tài)的略微下降，但其伸長(zhǎng)率增加到35%，熱等靜壓+熱處理后合金的室溫拉伸性能優(yōu)于鍛件標(biāo)準(zhǔn)指標(biāo)。

條件屈服強(qiáng)度/MPa抗拉強(qiáng)度/MPa伸長(zhǎng)率/%沉積態(tài)62086321.0熱等靜壓態(tài)45077330.5熱處理態(tài)41675235.0鍛態(tài)(HB 5497-1992)27569030.0

沉積態(tài)Hastelloy-X合金表現(xiàn)出強(qiáng)度高、塑性低的特點(diǎn)。與沉積態(tài)相比，熱等靜壓態(tài)Hastelloy-X合金的塑性得到提高，這是由于：第一，由熱力學(xué)定律可知，沉積態(tài)合金組織中的熔池界、枝晶等亞結(jié)構(gòu)都有向自由能更低的穩(wěn)態(tài)組織轉(zhuǎn)變的趨勢(shì)，經(jīng)高溫?zé)岬褥o壓處理后，組織中的熔池界、枝晶等亞結(jié)構(gòu)消失，阻礙位錯(cuò)滑移的能力減弱，因此合金的強(qiáng)度降低但塑性提高；第二，在激光選區(qū)熔化成形過程中，由于熔池快速凝固，大量溶質(zhì)元素來不及擴(kuò)散而被固溶在組織中，高溫?zé)岬褥o壓處理能促進(jìn)元素的均勻化，減弱固溶強(qiáng)化效果，因此合金的強(qiáng)度降低而塑性提高；第三，熱等靜壓處理對(duì)組織中存在的氣孔有愈合作用，因此經(jīng)熱等靜壓處理后合金的塑性提高。但是，經(jīng)熱等靜壓處理后，合金中析出了網(wǎng)狀碳化物，該碳化物容易引起局部應(yīng)力集中，導(dǎo)致裂紋提前萌生，從而對(duì)性能不利[17]。經(jīng)熱處理后，熱等靜壓態(tài)合金中的元素與組織進(jìn)一步均勻化，表現(xiàn)為晶界碳化物部分溶解，其分布狀態(tài)由網(wǎng)狀分布逐漸變?yōu)閺浬⒎植?，彌散分布的碳化物釘扎在晶界上，晶粒并未發(fā)生粗化。同時(shí)，晶內(nèi)析出彌散分布的細(xì)小碳化物，碳化物的彌散分布使得基體在拉伸斷裂前能夠吸收更多的斷裂能量，因此伸長(zhǎng)率增大，塑性提高。結(jié)合表3分析可知，熱處理態(tài)Hastelloy-X合金的室溫拉伸性能超過鍛件標(biāo)準(zhǔn)指標(biāo)，這表明通過適當(dāng)?shù)男阅苷{(diào)控處理后，激光選區(qū)熔化成形合金的室溫拉伸性能能夠達(dá)到或超過鍛件標(biāo)準(zhǔn)要求。

由圖10可知：沉積態(tài)Hastelloy-X合金拉伸斷口表面上的韌窩較少，主要由光滑的小平面組成，斷口剖面上也觀察到小平面，且小平面的尺寸與柱狀晶的接近，可判斷小平面是在拉伸過程中沿柱狀晶內(nèi)特定晶面解理斷裂而形成的；沉積態(tài)合金的斷裂方式主要為脆性斷裂。與沉積態(tài)相比，熱等靜壓態(tài)合金斷口表面上的韌窩明顯增多，這表明合金經(jīng)過一定塑性變形后斷裂，但同時(shí)存在尺寸較大的二次裂紋；觀察斷口剖面發(fā)現(xiàn)，二次裂紋主要沿著晶界碳化物的分布進(jìn)行擴(kuò)展，這說明晶界網(wǎng)狀碳化物給裂紋擴(kuò)展提供了路徑，并加速了合金的斷裂；熱等靜壓態(tài)合金斷口呈二次裂紋+韌窩的混合型形貌。熱處理態(tài)合金的斷口表面仍然存在二次裂紋，但尺寸明顯減小，且韌窩數(shù)量進(jìn)一步增多；經(jīng)比較發(fā)現(xiàn)，斷口表面韌窩的尺寸與斷口剖面碳化物破裂所留下的空洞尺寸接近；熱處理態(tài)合金的斷口呈以破裂碳化物為韌窩中心的韌性斷裂形貌。

由圖11可以看出，在室溫拉伸過程中，熱等靜壓態(tài)Hastelloy-X合金中的裂紋優(yōu)先在破裂碳化物處萌生，但同時(shí)部分二次裂紋止于未破裂碳化物處。

圖11 線能量為118 J·m-1下熱等靜壓態(tài)Hastelloy-X合金拉伸斷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

沉積態(tài)Hastelloy-X合金組織中沒有碳化物，在拉伸過程中當(dāng)外界破壞能量達(dá)到柱狀枝晶破裂的門檻值后，合金會(huì)沿著柱狀晶一定晶體學(xué)面發(fā)生解理斷裂，因此其斷口表面的解理面尺寸與晶粒尺寸接近。熱等靜壓態(tài)合金中存在硬脆網(wǎng)狀碳化物，碳化物在其局部應(yīng)力過大時(shí)則會(huì)先于基體破裂，從而導(dǎo)致裂紋萌生，同時(shí)破裂的碳化物成為裂紋擴(kuò)展的通道，導(dǎo)致二次裂紋的形成。熱處理態(tài)合金中彌散分布的碳化物可使更多的基體參與變形，降低了碳化物的應(yīng)力集中，斷口表面以破裂碳化物為中心的韌窩數(shù)量增加，說明斷裂前有更多的碳化物發(fā)生破裂，且吸收了更多的斷裂能量，即斷裂前合金可經(jīng)歷更大的變形，因此其塑性最佳。另外，雖然碳化物是硬脆相，但也具有一定的阻礙裂紋擴(kuò)展的能力，這與碳化物的形態(tài)與尺寸有關(guān)[18]。熱等靜壓態(tài)合金中未破裂的碳化物能夠阻礙二次裂紋的擴(kuò)展，熱處理態(tài)合金中彌散分布的碳化物則具有更強(qiáng)的阻礙裂紋擴(kuò)展的能力，因此熱處理態(tài)合金的塑性進(jìn)一步提高。

3 結(jié) 論

(1) 當(dāng)線能量為98 J·m-1時(shí)，沉積態(tài)Hastelloy-X合金組織中存在氣孔、未熔粉等缺陷和熔池界、枝晶等亞結(jié)構(gòu)；隨著線能量的增大，沉積態(tài)Hastelloy-X合金的相對(duì)密度整體呈增大趨勢(shì)，合金組織中的缺陷數(shù)量減少，合金的室溫拉伸性能提高。

(2) 經(jīng)熱等靜壓處理后，Hastelloy-X合金的組織由等軸晶和晶界處的網(wǎng)狀M23C6型碳化物組成；經(jīng)熱等靜壓+熱處理后，Hastelloy-X合金的晶粒形態(tài)與晶粒尺寸與熱等靜壓處理后的基本相同，網(wǎng)狀碳化物部分溶解并呈彌散分布，晶內(nèi)析出細(xì)小的第二相。

(3) 沉積態(tài)Hastelloy-X合金表現(xiàn)出高強(qiáng)低塑的特點(diǎn)，斷裂方式為脆性斷裂；經(jīng)熱等靜壓處理后，合金的塑性提高，斷口呈二次裂紋+韌窩的混合型形貌；經(jīng)熱等靜壓+熱處理后，合金的塑性進(jìn)一步提高，室溫拉伸性能優(yōu)于鍛件的標(biāo)準(zhǔn)指標(biāo)，斷口呈以破裂碳化物為韌窩中心的韌性斷裂形貌。