李 穎,侯慧鵬,張 婷,柴象海

(中國航發(fā)商用航空發(fā)動(dòng)機(jī)有限責(zé)任公司,上海 200241)

0 引言

GH3536合金是一種固溶強(qiáng)化鎳基高溫合金,主要強(qiáng)化元素為鉻和鉬。該合金具有良好的抗氧化和耐腐蝕性能以及中等的持久性能,適用于制造航空發(fā)動(dòng)機(jī)燃燒室部件及其他高溫部件[1]。航空發(fā)動(dòng)機(jī)燃燒室部件一般具有較多的內(nèi)流道及薄壁結(jié)構(gòu),結(jié)構(gòu)復(fù)雜,性能及精度要求較高,采用傳統(tǒng)加工制造工藝(如鍛造、鑄造后銑削加工)很難滿足制造需求,只能分別加工出不同的部件并組合而成。激光選區(qū)熔化(SLM)是一種采用激光逐層熔化金屬粉末的增材制造技術(shù),可直接成形出經(jīng)過拓?fù)鋬?yōu)化的復(fù)雜結(jié)構(gòu),解決傳統(tǒng)減材和等材工藝難加工或無法加工的問題,特別適用于航空、航天、醫(yī)療等領(lǐng)域中復(fù)雜結(jié)構(gòu)零件的精密快速制造。例如,GE公司將原本由20多個(gè)零件組合成的燃油噴嘴進(jìn)行一體化設(shè)計(jì)與SLM 成形,并將其應(yīng)用到LEAP發(fā)動(dòng)機(jī)上,不僅改善了噴油嘴容易過熱和積碳的問題,還將其服役壽命提高了5倍[2-3]。

目前,關(guān)于SLM 技術(shù)的研究主要集中在工藝參數(shù)優(yōu)化,打印件缺陷控制、組織演變和力學(xué)性能評(píng)估等方面[4-7],對(duì)于SLM 成形的燃油噴嘴等具有內(nèi)部空心結(jié)構(gòu)的構(gòu)件,其內(nèi)壁打印表面難以再作進(jìn)一步處理,而這種原始打印表面質(zhì)量對(duì)構(gòu)件力學(xué)性能的影響還鮮有報(bào)道。為此,作者采用SLM 技術(shù)制備了GH3536合金試樣,一組保留原始打印表面形貌,一組通過機(jī)加工使表面光滑,通過對(duì)比研究了原始打印表面對(duì)試樣室溫拉伸和疲勞性能的影響,擬為SLM 成形GH3536合金在航空發(fā)動(dòng)機(jī)燃燒室中的應(yīng)用提供技術(shù)支撐。

1 試樣制備與試驗(yàn)方法

打印用粉末為GH3536鎳基高溫合金粉末,由普萊克斯提供,粉末粒徑在15～45 μm。采用EOSINT M280型直接金屬激光燒結(jié)系統(tǒng)進(jìn)行GH3536合金試樣的縱向(試樣長度方向平行于沉積方向)和橫向(試樣長度方向垂直于沉積方向)SLM 成形,成形時(shí)的激光功率為200 W,掃描速度為1 100 mm·s-1,掃描間距為0.09 mm,鋪粉層厚度為20 μm,層間掃描轉(zhuǎn)角為67°。整個(gè)成形過程在氬氣保護(hù)氣氛中進(jìn)行。

通過SLM 直接成形出圓柱體試樣和如圖1所示的拉伸和疲勞試樣,采用統(tǒng)一的熱處理+熱等靜壓工藝來消除試樣中的殘余應(yīng)力和內(nèi)部缺陷。熱處理工藝為1 000～1 200 ℃下保溫1～5 h,空冷;熱等靜壓工藝為在1 000～1 200 ℃、100～200 MPa下保溫保壓1～5 h,爐冷。分別切取橫向和縱向金相試樣,經(jīng)研磨、拋光,用王水腐蝕后,采用ZEISS Axio Imager M2m 型光學(xué)顯微鏡和TESCAN-VEGA3型掃描電子顯微鏡(SEM)觀察顯微組織。

圖1 拉伸試樣、應(yīng)力疲勞試樣和應(yīng)變疲勞試樣的形狀和尺寸Fig.1 Shape and size of tensile specimen（a），stress fatigue specimen（b）and strain fatigue specimen（c）

將圓柱狀試樣機(jī)加工成與直接成形試樣相同的形狀和尺寸,并進(jìn)行縱向拋光,使表面粗糙度Ra不高于0.2 μm。將機(jī)加工得到的試樣簡稱為光滑表面試樣,直接成形保留原始表面狀態(tài)的試樣簡稱為打印表面試樣。采用Mitutoyo SJ-410型粗糙度儀測(cè)定表面粗糙度,打印表面試樣Ra約為25.3 μm,光滑表面試樣Ra小于0.2 μm。根據(jù)ASTM E8,采用Zwick/Roll Z400E型電子萬能試驗(yàn)機(jī)進(jìn)行室溫拉伸試驗(yàn),引伸計(jì)標(biāo)距為30 mm,拉伸速度為5 mm·min-1。根 據(jù) ASTM E606,采 用 MTS Landmark Servohydraulic Test system 100KN 型疲勞試驗(yàn)機(jī)進(jìn)行應(yīng)變控制疲勞試驗(yàn),應(yīng)變比為0.1,正弦波,在應(yīng)變控制循環(huán)數(shù)大于2×104周次后,切換至應(yīng)力控制,此時(shí)的應(yīng)力控制參數(shù)與循環(huán)穩(wěn)定時(shí)相同。根據(jù)ASTM E466,采用Zwick Vibrophore100型疲勞試驗(yàn)機(jī)進(jìn)行應(yīng)力控制疲勞試驗(yàn),應(yīng)力比為0.1,三角波。采用TESCAN-VEGA3型掃描電子顯微鏡觀察疲勞斷口形貌。

2 試驗(yàn)結(jié)果與討論

2.1 顯微組織

由圖2可以看出:沉積態(tài)合金試樣的截面上明顯有金屬粉末逐層熔化、凝固而形成的熔池形貌。橫截面保留了激光掃描軌跡,不同熔池取向夾角約69°,與層間轉(zhuǎn)角67°基本一致;縱截面呈魚鱗狀搭接熔池形貌,熔池深度約為50 μm,寬度約為90 μm。熱處理+熱等靜壓處理未能消除不同方向上顯微組織的差異,縱截面保留了定向凝固的特征,晶粒呈柱狀,橫截面上則為細(xì)小的等軸晶粒;熱處理+熱等靜壓后合金試樣的顯微組織由γ 固溶體相以及M23C6、M6C和σ等析出相組成[8]。

圖2 熱處理+熱等靜壓處理前后SLM 成形GH3536合金試樣的顯微組織Fig.2 Microstructures of GH3536 alloy specimens formed by SLM before（a-b）and after heat treatment+hot isostatic pressing（c-d）in different directions：（a，c）transverse section and（b，d）longitudinal section

由圖3可見,熱處理+熱等靜壓處理后,SLM成形合金試樣晶內(nèi)析出的碳化物呈球狀彌散分布,晶界析出的碳化物呈塊狀分布并彼此連接形成形成網(wǎng)狀。相關(guān)研究[9-11]表明,晶界析出的碳化物為(Cr,Mo)23C6。

圖3 熱處理+熱等靜壓處理后SLM 成形GH3536合金試樣的SEM 形貌Fig.3 SEM morphology of GH3536 alloy specimens formed by SLM after heat treatment+hot isostatic pressing：（a）transverse section and（b）longitudinal section

2.2 室溫拉伸性能

若無特殊說明,后文所指試樣均為熱處理+熱等靜壓后的,由表1可知,合金縱向打印表面試樣的室溫拉伸性能與縱向光滑表面試樣的室溫拉伸性能沒有明顯的差異。分別對(duì)屈服強(qiáng)度、抗拉強(qiáng)度和斷后伸長率的數(shù)據(jù)進(jìn)行t檢驗(yàn)分析,可以知其P值均大于0.05,即二者的性能在統(tǒng)計(jì)分析上沒有顯著差異。這說明表面狀態(tài)對(duì)于室溫拉伸性能并沒有顯著影響。

表1 熱處理+熱等靜壓處理后GH3536合金縱向光滑表面試樣與縱向打印表面試樣的室溫拉伸性能Table 1 Room temperature tensile properties of longitudinal smooth-surface specimens and longitudinal buildsurface specimens of GH3536 alloy after heat treatment+hot isostatic pressing

2.3 室溫疲勞性能

由圖4可見,縱向打印表面試樣的應(yīng)變疲勞壽命比縱向光滑表面試樣略低,且隨著應(yīng)變幅的降低,其降低的趨勢(shì)增大。在半應(yīng)變幅為0.315%的條件下,對(duì)2種試樣的疲勞壽命進(jìn)行F檢驗(yàn),其p值為0.814,表明該條件下的疲勞壽命方差相等;然后進(jìn)行t檢驗(yàn),光滑表面試樣和打印表面試樣疲勞壽命差值的95%置信區(qū)間為(101 12,340 16),p值為0.007,小于0.05的最大可接受水平,因此推斷二者的疲勞壽命存在差異。這種差異隨著應(yīng)變幅的減小越來越明顯。

圖4 GH3536合金縱向光滑表面試樣與縱向打印表面試樣的應(yīng)變幅-反向數(shù)關(guān)系Fig.4 Relationship between strain amplitude and inverse number of longitudinal smooth-surface specimens and longitudinal build-surface specimens of GH3536 alloy

由圖5可見:橫向和縱向光滑表面試樣的應(yīng)力疲勞壽命曲線比較接近,沒有表現(xiàn)出顯著差異;縱向打印表面試樣的應(yīng)力疲勞壽命顯著降低,大致為縱向光滑表面試樣的2%～8%,且曲線斜率更大。

圖5 GH3536合金光滑表面試樣與打印表面試樣的疲勞壽命曲線Fig.5 Fatigue life curves of smooth-surface and build-surface specimens of GH3536 alloy

選取了最大應(yīng)力為550 MPa下疲勞斷裂的縱向試樣進(jìn)行斷口分析,其中縱向光滑表面試樣、縱向打印表面試樣的疲勞壽命分別為247 548周次和27 629周次。由圖6可見:光滑表面試樣的疲勞斷口呈典型脆性斷口,沒有宏觀塑性變形,斷口宏觀上可觀察到裂紋源、裂紋擴(kuò)展區(qū)和瞬斷區(qū)。裂紋起源于試樣表面,裂紋源區(qū)裂紋呈明顯放射狀;裂紋擴(kuò)展區(qū)面積相對(duì)較大,呈現(xiàn)脈狀花樣,出現(xiàn)了大量疲勞裂紋,擴(kuò)展區(qū)與瞬斷區(qū)域存在明顯界線,裂紋擴(kuò)展到分界線后試樣很快發(fā)生了斷裂;瞬斷區(qū)呈現(xiàn)韌性斷口特征,表面凹凸不平,有大量韌窩,且有多條小裂紋出現(xiàn)。

圖6 GH3536合金縱向光滑表面試樣疲勞斷口的SEM 形貌Fig.6 SEM morphology of fatigue fracture of longitudinal smooth-surface specimens of GH3536 alloy：（a）overall fracture morphology；（b）crack source region；（c）interface between crack propagation region and instantaneous fracture region and（d）instantaneous fracture region

由圖7可見:打印表面試樣的疲勞斷口也呈典型脆性斷口,沒有宏觀塑性變形,但宏觀上裂紋源、裂紋擴(kuò)展區(qū)和瞬斷區(qū)特征不明顯;斷口表面存在一條主裂紋,但沒有明顯的放射狀花樣。由于打印表面粗糙度較大,表面多個(gè)位置易產(chǎn)生應(yīng)力集中,產(chǎn)生多個(gè)裂紋源,裂紋源區(qū)呈銀亮色;裂紋擴(kuò)展區(qū)與瞬斷區(qū)沒有明顯的分界線,裂紋擴(kuò)展時(shí)在路徑上留下了大量疲勞條紋,同時(shí)裂紋既可以沿著片層界面也可以穿過片層進(jìn)行擴(kuò)展;斷口為解理斷裂,表明試樣受到外力作用后發(fā)生快速斷裂。

在光滑表面試樣和打印表面試樣的裂紋擴(kuò)展路徑上均能看到大量條紋,表明裂紋的擴(kuò)展是一個(gè)塑性累積的過程;瞬斷區(qū)均存在大量韌窩,但光滑表面試樣的韌窩相對(duì)較多。試樣在受到疲勞載荷時(shí),疲勞在裂紋起始階段是一種材料表面現(xiàn)象。試樣表面粗糙,會(huì)導(dǎo)致應(yīng)力的非均勻分布,部分位置會(huì)出現(xiàn)應(yīng)力集中,促使裂紋萌生[12],因此打印表面試樣出現(xiàn)多個(gè)裂紋源。當(dāng)微裂紋產(chǎn)生時(shí),微裂紋尖端的應(yīng)力會(huì)導(dǎo)致至少一個(gè)滑移系統(tǒng)被激活,從而顯著影響試樣的疲勞壽命。

3 結(jié)論

(1) 熱處理+熱等靜壓后GH3536合金光滑表面試樣和打印表面試樣縱向拉伸性能差異很小,說明表面狀態(tài)對(duì)室溫拉伸性能沒有顯著影響。

(2) 與光滑表面試樣相比,打印表面試樣的應(yīng)變疲勞壽命略低,而應(yīng)力疲勞壽命顯著降低,為光滑表面試樣的2%～8%。

(3) 光滑表面試樣和打印表面試樣的疲勞斷口均呈典型脆性斷口;光滑表面試樣裂紋源區(qū)裂紋呈明顯放射狀,裂紋擴(kuò)展區(qū)呈現(xiàn)脈狀花樣,與瞬斷區(qū)存在明顯界線,瞬斷區(qū)有大量韌窩;打印表面試樣斷口存在一條主裂紋,沒有明顯的放射狀花樣,存在多個(gè)裂紋源,裂紋既可以沿片層界面也可以穿過片層擴(kuò)展,瞬斷區(qū)韌窩較少,斷口為解理斷裂。