關鍵詞：選區(qū)激光熔化；鎳基高溫合金；高氧含量；納米氧化物；蠕變性能

0 引言

鎳基高溫合金因其具有優(yōu)異的力學性能、良好的高溫組織穩(wěn)定性與出色的抗氧化與腐蝕能力，被廣泛應用在航空發(fā)動機與工業(yè)燃氣輪機的轉動軸、渦輪盤、渦輪葉片等關鍵熱端部件。IN718鎳基高溫合金是Ni-Cr-Fe析出強化型變形高溫合金，在650℃以下可以穩(wěn)定長時間服役，其用量占現(xiàn)代渦輪發(fā)動機材料總用量的30%以上。鎳基高溫合金的切削溫度高、加工硬化嚴重，屬于典型的難加工材料。對于航空發(fā)動機中所需的大尺寸、復雜幾何形狀的部件，其制造非常困難且成本高昂。近些年，隨著增材制造技術的發(fā)展和設備的完善，復雜零部件的難制造問題正在逐步得到解決。基于鋪粉的選區(qū)激光熔化（selective laser melting，SLM）技術以激光作為能量源，通過逐層掃描輪廓并選擇性地熔化金屬粉末，實現(xiàn)冶金結合而獲得所設計的金屬零件。目前，鎳基高溫合金的激光增材制造已成為研究熱點，國內(nèi)外學者針對IN718合金增材制造的工藝特性、顯微組織、性能調控等方面已進行了較為深入的研究。

由于鎳的活性較高，在熔煉過程中氧極其容易與合金溶液反應，固溶或以氧化物夾雜形式存在于高溫合金基體中。氧含量的增加會促使氧化物夾雜的形成，它很容易成為裂紋的萌生點和擴展通道，大幅降低合金的蠕變與持久性能。因此，在高溫合金的冶煉過程中控制氧含量非常重要。目前，通過脫氧劑與真空熔煉、精煉相結合的方式，鑄造鎳基高溫合金中的氧質量分數(shù)可控制到0.001%以下。然而，由于粉末的比表面積遠大于塊體材料，增材制造的高溫合金的氧質量分數(shù)為傳統(tǒng)鑄造的10～100倍，致使增材制造的高溫合金塊體的蠕變性能遠低于傳統(tǒng)鑄、鍛件。

目前，關于IN718合金的增材制造已有大量研究。IN718合金的可打印性良好，在經(jīng)過固溶與時效熱處理后，其拉伸性能可以達到甚至超過鍛件標準。但是，其蠕變與疲勞性能往往很差，SLM制備的IN718合金，其蠕變壽命甚至不足鍛件的1/10。這一方面是由于增材制造的合金含有較多的微孔，另一方面是由于鈮的嚴重偏析致使δ相大量在晶界析出。微孔和δ相在固溶處理過程中均無法消除，它們在蠕變過程中很容易成為裂紋開裂的源頭與擴展的通道，致使合金蠕變性能大幅下降。基于SLM制造IN718合金蠕變性能差的問題，本文利用了選區(qū)激光熔化工藝的特點，開展了高氧含量氣氛中IN718合金的增材制造，有效地利用氧提升了激光增材制造IN718的蠕變性能，并對其內(nèi)在機理進行了分析。

1 試驗材料及方法

本工作采用的IN718合金粉末采購于中航邁特粉冶科技（北京）有限公司。該合金粉末采用氣霧化法制成，粉末粒徑為15～53 μm，合金成分見表1。

本工作采用的選區(qū)激光設備為鉑力特S210，打印過程中所采用的加工參數(shù)：激光功率為135 W，掃描速度為900 mm/s，打印間距為80μm，鋪粉層厚度為20μm，預熱溫度為80℃，層與層之間的層錯掃描策略為67°。在打印過程中，打印室中分別通入高純度（體積分數(shù)為99.99%）氬氣和氧體積分數(shù)為0.1%的氧氬平衡氣體，保證打印過程中打印室中的氧體積分數(shù)穩(wěn)定在約0.001%與0.099%。最終獲得了尺寸為13 mm×

13 mm×83 mm的棒狀試樣，分別命名為10-O和1000-O，該棒狀試樣的表面光潔，致密度高，如圖1所示。

將打印好的IN718合金試樣切割下來進行熱處理，熱處理的工序為：首先在1 100℃保溫1.5 h后空冷至室溫，隨后在980℃保溫1 h后空冷至室溫，接著在720℃保溫8 h后隨爐緩冷至620℃，最后在620℃保溫8 h后空冷至室溫。將熱處理后的試樣通過機加工成長度為80 mm、標距段為25 mm、標距段直徑為φ5 mm的小蠕變試樣。按照GB/T2039—2012標準，在GNCJ-100E萬能試驗機上分別開展650℃/550 MPa的高溫蠕變試驗和650℃/690 MPa的持久試驗。采用Zeiss Merlin型掃描電子顯微鏡（SEM）對蠕變斷口進行觀察。

從打印態(tài)與熱處理態(tài)的試棒上切取13 mm×13 mm×83 mm的試樣，經(jīng)機械打磨、拋光后，采用5 g CuCl2+100 mL HCl+100 mL H2O腐蝕劑進行侵蝕。之后采用LEICA DM 2700M型顯微鏡（OM）和Zeiss Merlin型掃描電子顯微鏡（SEM）對打印態(tài)和熱處理態(tài)的組織進行觀察。從打印態(tài)與熱處理態(tài)的試棒上切取0.5 mm厚的薄片，打磨至厚度小于100 μm，然后采用離子減薄的方式制備透射試樣。采用FEI Talos F200X型掃描透射電子顯微鏡（STEM）與其配套的超高分辨率的能譜儀（EDS）對樣品進行表征。

2 試驗結果與分析

2.1 顯微組織分析

在打印室氧體積分數(shù)為0.001%與0.100%的環(huán)境中制備出2種IN718鎳基高溫合金，其顯微組織如圖2與圖3所示。在光鏡下（圖2），10-O與1000-O樣品均顯示出典型的激光打印態(tài)組織：在平行于打印方向上，“魚鱗狀”的熔道結構相互交疊，層與層之間排列緊密、搭接良好，未見明顯的孔洞與斷道；在垂直于打印方向上，可以觀察到寬約50 μm的長條狀熔道，熔道的邊界清晰，搭接良好，熔道未見冶金缺陷。因此，10-O與1000-O 2種樣品均顯示出良好的冶金結合。由于本文采用的是67°層錯掃描策略，相鄰兩層之間相互交錯。由于激光熱源為高斯熱源，中心的能量高于四周，因此形成了弧形的微熔池，“魚鱗”的大小均勻且一致，顯示了打印過程中穩(wěn)定的能量輸出。從打印態(tài)的顯微組織可以看出，氧體積分數(shù)為0.001%時沒有引起嚴重燒損等問題，打印過程穩(wěn)定，制備的組織致密無缺陷。

采用掃描電鏡進一步觀察更細小的組織

（圖3）。打印態(tài)的10-O與1000-O 2種樣品均顯示出“胞狀晶”與“樹枝狀晶”的顯微組織，胞壁上與枝晶間有亮白色的析出物。EDS對其（圖3中圓圈）進行分析顯示，這些白色析出物成分（質量分數(shù)）相近，主要為：46.32%Ni，15.52%Fe，16.62%Cr，15.90%Nb，4.10%Mo，1.31%Ti。可以看出，鈮大量偏析在胞壁處與枝晶間，鉬和鈦輕微偏析。這是由于選區(qū)激光熔化技術的熔池冷卻速度較快，形成極細小的凝固組織，在合金凝固過程中，Nb、Mo、Ti元素配分在液相中后凝固，形成晶間析出。該析出物為Laves相，它是一種低熔點相，極易在凝固的最后階段析出在枝晶間，并且富含Nb、Mo、Ti、Ta合金元素中的一種或幾種。

由圖2和圖3可知，在1 200℃固溶過程中，打印態(tài)的組織發(fā)生了回復與再結晶，伴隨著胞壁與枝晶間析出相的溶解，最終形成了等軸狀晶粒。通過統(tǒng)計得出，10-O與1000-O 2種樣品的晶粒尺寸相近，其等效晶粒直徑約為14.3μm。枝晶間有大量的塊狀（圖3中方框）與短棒狀（圖3中三角框）的析出相，通過DES分析可知，塊狀析出相富含鈮與碳，是MC型碳化物；短棒狀析出相富含鈮和鎳，是δ相。δ相是脆性相，與界面的結合較弱。在拉應力作用下，其往往作為裂紋源與擴展途徑，顯著影響了合金的力學性能。通過統(tǒng)計發(fā)現(xiàn)，δ相在10-O與1000-O 2種樣品的枝晶間析出量相當，體積分數(shù)約為2%。

通過以上分析發(fā)現(xiàn)，打印室中高含量的氧并未對IN718合金的打印造成影響，也未對打印態(tài)與熱處理態(tài)的組織造成顯著影響，2個樣品均顯示出典型的IN718合金組織特征。

2.2 蠕變性能

采用熱處理態(tài)的10-O和1000-O樣品分別進行650℃/550 MPa蠕變性能與650℃/690 MPa持久性能測試，其中持久性能每種樣品各測試3根，持久時間取平均值。650℃/550 MPa蠕變曲線如圖4所示，10-O和1000-O樣品的蠕變斷裂時間分別為52.5 h和103 h，斷后伸長率分別為1.40%與1.54%。650℃/690 MPa的持久性能如圖5所示，10-O與1000-O樣品的持久斷裂時間分別為（29.0±3.6） h和（46.3±2.7） h，斷后伸長率分別為0.36%和0.98%。由此可見，1000-O樣品具有明顯優(yōu)異的高溫蠕變與持久性能，打印室中高含量的氧顯著提升了IN718合金的高溫蠕變抗力。

2.3 蠕變斷口分析

采用掃描電子顯微鏡對10-O與1000-O 2種樣品的蠕變與持久斷口形貌特征進行觀察。650℃/550 MPa蠕變斷口形貌如圖6所示，在斷口全貌圖中的方框i與方框ii分別對應著裂紋的開裂與擴展區(qū)，并對2種區(qū)域的特征做了進一步放大展示。在裂紋開裂區(qū)，2種樣品均可以明顯觀察到冰糖狀的斷面，且斷面之間有很多裂紋（箭頭所指區(qū)域），這是典型的沿晶斷裂特征。在裂紋擴展區(qū)，2種樣品的斷面均呈韌窩狀結構，韌窩內(nèi)部存在顆粒狀夾雜物（箭頭所指區(qū)域）。韌窩結構是金屬塑性斷裂的主要特征，其中的夾雜物顆粒與熱處理試樣中觀察到的碳化物、δ相相互吻合，其常常導致應力集中而致使開裂發(fā)生。2種樣品均呈現(xiàn)出大面積的冰糖狀斷面和小范圍的韌窩，這說明其塑性較差，且2種樣品的斷裂方式一致。

650℃/690 MPa蠕變斷口形貌如圖7所示，可以明顯看出，10-O與1000-O 2種樣品的持久斷口形貌顯示出不一樣的特征。10-O試樣的斷口都呈現(xiàn)冰糖狀斷面，而1000-O試樣的斷口是由大面積冰糖狀斷面和小范圍的韌窩相結合的。這表明，盡管2個樣品都主要是沿晶開裂，但1000-O樣品具有更加良好的塑性。

2.4 納米析出物分析

采用STEM與其配套的高分辨率EDS對1000-O樣品的納米析出物進行分析，結果如圖8所示。在大角度環(huán)形暗場相（HAADF）中可以觀察到很多直徑為20～100 nm的白色圓形顆粒，其在明場相（BF）顯示為黑色顆粒?？梢悦黠@觀察到，在這些顆粒附近有很多纏繞的位錯。采用EDS對這些圓形顆粒的成分進行分析發(fā)現(xiàn)，它們主要由2種析出相構成：直徑小于30 nm的顆粒主要富含鋁和氧元素，為Al-O氧化物，如圖8中方框所示；直徑大于30 nm的顆粒主要富含碳和鈦元素，為Ti C碳化物，如圖8中箭頭所示。這些顆粒中往往都富含鈮元素，這是因為鈮是IN718合金中極易偏析的元素，它在IN718合金凝固過程中會富集在液相中。因此，鈮很容易偏析在析出相附近，對析出相形成包圍。

3 討論

氮、氧、硫等殘余在高溫合金中的元素是有害元素。氧在γ基體中的固溶度很低，過飽和的氧會析出形成氧化物夾雜，嚴重降低合金的蠕變與持久性能。然而，本文采用了低氧含量與高氧含量2種打印環(huán)境進行IN718合金增材制造，在經(jīng)過固溶+時效的典型熱處理工藝后，650℃/690 MPa的持久試驗和650℃/550 MPa蠕變試驗均顯示，高氧含量制備的IN718合金具有更加優(yōu)異的持久與蠕變性能。對10-O與1000-O樣品的顯微組織分析發(fā)現(xiàn)，高含量的氧并未影響其顯微組織特征。同時，STEM表征發(fā)現(xiàn)，1000-O樣品中析出了很多納米尺度的Al-O氧化物。因此推斷，該納米氧化物是1000-O樣品持久與蠕變性能上升的原因。

合金中氧的來源主要是初始粉末中的氧（質量分數(shù)約為0.01%）和打印室中的高氧含量（質量分數(shù)約為0.1%）。在激光熔覆過程中，這些氧在高溫下會與合金熔體反應，并在合金液快速冷卻過程中形核為氧化物。金屬（M）與氧反應生成氧化物（MO2）的反應式為

M+O2=MO2（1）

該反應的吉布斯自由能變化為

（2）

其中：?G為吉布斯自由能；?Gθ為標準狀態(tài)下的吉布斯自由能；R為氣體常數(shù)；T為熱力學溫度；a為活度。

由于金屬M與金屬氧化物MO2均為固態(tài)純物質，它們的活度都等于1。根據(jù)典型氧化物的埃林厄姆-查理森圖，在IN718合金所含的金屬元素中，Al與O生成Al2O3的反應具有最低的吉布斯自由能。因此，在激光熔覆過程中，鋁是最易與氧發(fā)生反應的，氧化鋁是最穩(wěn)定的氧化物。

根據(jù)以上分析，STEM觀察到的富含Al與O的納米顆粒為Al2O3，該納米氧化物在選區(qū)激光熔化過程中的形成機制（圖9）如下：1）在激光高溫照射條件下，較高含量的氧溶解到合金熔體中；2）氧與鋁相互作用形成薄的氧化膜；3）由于熔池內(nèi)強烈的熔體對流，氧化膜被這種強烈的攪拌作用打散，并隨著對流遍布到熔池各處；4）隨合金熔體凝固析出納米狀的氧化物顆粒，且快速的冷卻使其無法長大。正是由于選區(qū)激光熔化工藝中高的激光加熱功率、微小的熔池、大的合金液冷卻速度、激光的快速移動，致使形成的氧化物顆粒細小，且在后續(xù)快速冷卻過程中無法

長大。

在傳統(tǒng)的鑄造工藝中，氧含量高會導致氧化物夾雜的形成。這些氧化物夾雜的尺寸大，很容易形成應力集中而造成裂紋萌生和擴展。在選區(qū)激光熔化工藝中，由于熔池微小、內(nèi)部對流強烈、冷卻速度快等特征，形成的Al2O3顆粒尺寸微小（直徑小于30 nm）且彌散，且Al2O3在高溫下十分穩(wěn)定。彌散在基體中的納米氧化物不僅不會引起應力集中，還會在蠕變過程中有效阻礙位錯運動，提升合金的蠕變性能。同時，納米氧化物周圍纏繞了較高密度的位錯（圖8）。這些位錯不同于合金變形過程中新生的位錯，它存在于原始合金中，并且在合金發(fā)生微小變形的情況下就開始移動。由于其在納米氧化物附近，其運動很容易被阻礙，形成蠕變抵抗力，延遲合金的開裂，提升合金的蠕變壽命與塑性。

此外，有研究工作證明，激光增材制造的17-4馬氏體不銹鋼中的納米氧化物提升了該合金的加工硬化能力；在激光增材制造的Cr Mn Fe Co Ni高熵合金中添加的納米氧化物顆粒，顯著提升了該合金的低溫韌性。然而，也有研究表明，打印氣氛中的氧含量較高（質量分數(shù)大于0.06%）會引起金屬氣化和嚴重的飛濺，造成IN718合金中存在明顯的打印缺陷。本工作采用的打印氣氛為質量分數(shù)為0.1%的氧與氬氣的混合氣，打印過程穩(wěn)定，未見嚴重的飛濺，且打印出的樣品中也未見明顯的缺陷。因此，在高氧環(huán)境中打印必須要優(yōu)化好打印工藝，避免合金液的嚴重飛濺，才能制備出具有良好蠕變性能的納米氧化物彌散型高溫合金。

4 結論

1）高氧含量制備的IN718合金具有更好的蠕變與持久性能，其壽命約為低氧含量的2倍。

2）高氧與低氧含量制備合金均具有良好的冶金結合，致密度高，幾乎沒有打印缺陷。氧質量分數(shù)為0.1%并未引起打印過程中嚴重的燒損與飛濺。

3）高氧與低氧含量制備合金具有相似的打印態(tài)與熱處理態(tài)的微觀組織。高氧含量合金中有彌散分布的納米氧化物，且其周圍遍布位錯網(wǎng)。納米氧化物可以有效阻礙位錯運動，提升合金蠕變性能。

4）彌散分布的納米氧化物主要受益于激光增材制造的高熱量輸入、微小熔池、熔池內(nèi)激烈的熔體對流與大的冷卻速度。

5）本工作所提出的提升IN718合金蠕變性能的方法，主要是利用了激光增材制造的固有技術特性，包含高的激光加熱功率與激光的快速移動。因此，該方法具備推廣至其他種類合金的可能性，如其他種類的高溫合金、鋼鐵材料等。但是，高含量氧的打印氣氛很容易引起合金粉末的嚴重燒損與飛濺，這會導致冶金缺陷的產(chǎn)生，致使合金性能的大幅下降。不同的合金類型與粉末的顆粒度對氧的敏感程度不同，因此，在未來的研究中，需根據(jù)不同合金的物理化學特性對高含量氧的打印進行分類研究，以進一步明晰合金成分對高氧的行為特征。