熱處理工藝對激光熔化沉積制造JBK-75合金組織及性能的影響

李佶納, 蘇 杰, 劉 賡, 王 敖, 伊 勇

(鋼鐵研究總院有限公司 特殊鋼研究院, 北京 100081)

JBK-75合金是一種沉淀強(qiáng)化Fe-Ni基奧氏體合金,其基體為低氫脆敏感性的奧氏體組織?？赏ㄟ^時(shí)效處理形成與基體共格的γ′相(Ni3(Ti, Al))進(jìn)而實(shí)現(xiàn)高強(qiáng)塑性匹配[1-2]。JBK-75合金具有抗氫脆、耐氧化、耐蝕性以及優(yōu)異的高低溫力學(xué)性能,在航空航天領(lǐng)域的高溫、高壓臨氫環(huán)境中具有廣泛的應(yīng)用前景[3]。隨著航空航天技術(shù)的發(fā)展,部件往往具有復(fù)雜的內(nèi)部結(jié)構(gòu),使用鑄造、鍛造等傳統(tǒng)方法制造十分困難,通常需要較高的生產(chǎn)成本和較長的生產(chǎn)周期[4]。激光熔化沉積是一種先進(jìn)增材制造技術(shù),利用高能激光束逐層逐軌快速熔化金屬粉末,實(shí)現(xiàn)復(fù)雜形狀零件的近凈成形,具有加工周期短、復(fù)雜零件自由化設(shè)計(jì)、材料利用率高、后續(xù)加工少等優(yōu)點(diǎn),解決了兼顧復(fù)雜形狀和高性能金屬構(gòu)件快速制造的技術(shù)難題[5-7]。

由于激光熔化沉積制造過程中具有高溫度梯度和高冷卻速率的特點(diǎn),導(dǎo)致制造的零件組織特征與傳統(tǒng)鑄鍛件相比有較大差異。激光熔化沉積制造零件中通常會產(chǎn)生非均勻微觀結(jié)構(gòu)(包括晶粒結(jié)構(gòu)、晶體取向和元素微觀偏聚等)和殘余應(yīng)力[8-9]。此外,打印過程中合金元素在枝晶區(qū)域富集以及熱循環(huán)導(dǎo)致反復(fù)的熱脹冷縮,引起殘余應(yīng)力的逐漸累積,使得在基體中形成特殊的胞狀組織[10-12]。有研究表明,在316L、高熵合金等增材制造合金中,胞狀組織邊界可以看作是高密度的位錯壁,對強(qiáng)度具有一定提高作用[13-14]。但是對于需要進(jìn)一步時(shí)效強(qiáng)化的合金來說,伴隨有元素偏聚的胞狀組織可能對析出相的生成過程產(chǎn)生影響。

JBK-75合金易在晶界處析出η相(Ni3Ti),該有害相促進(jìn)裂紋沿晶界的萌生與擴(kuò)展,惡化合金的抗氫脆性和力學(xué)性能[15-17]。在熱處理工藝制定時(shí),固溶溫度、時(shí)效溫度設(shè)置有問題均可能導(dǎo)致η相生成。而對于增材制造的JBK-75合金則具有成分和組織雙重的不均勻性,需要進(jìn)一步設(shè)計(jì)針對增材組織的熱處理工藝,在實(shí)現(xiàn)合理設(shè)計(jì)γ′相的同時(shí),避免η相的產(chǎn)生。Bodziak等[18]研究表明,增材制造18Ni300鋼進(jìn)行直接時(shí)效處理幾乎不會使胞狀組織溶解,但會促進(jìn)不同類型的沉淀形成。與其他激光增材制造方法相比,激光熔化沉積制造熔池較大,所以制造零件具有較大的胞狀間距和較明顯的枝晶間偏析,這可能會影響后續(xù)熱處理中組織的演變。采取高溫均質(zhì)化或高溫固溶處理可消除打印組織,從而獲得所需的性能。Liu等[19]針對不銹鋼的激光熔化沉積制造研究發(fā)現(xiàn),1000 ℃的高溫?zé)崽幚砣圆荒芟荚霾闹圃觳牧系脑仄?進(jìn)而影響后續(xù)的組織轉(zhuǎn)變。Chizari等[20]研究表明,增材制造IN718高溫合金在1060 ℃高溫固溶處理后仍存在柱狀晶,且對后續(xù)析出相的生成有一定影響。

本文研究了激光熔化沉積JBK-75合金的沉積態(tài)以及兩種不同后處理態(tài)的組織性能演變規(guī)律,分析了直接時(shí)效和高溫固溶后時(shí)效處理對析出相形成的影響,探討了顯微組織變化規(guī)律對力學(xué)性能的影響,最終提出激光熔化沉積JBK-75合金最佳的熱處理路線。

1 試驗(yàn)材料與方法

激光熔化沉積過程中使用的JBK-75合金粉末由等離子體旋轉(zhuǎn)電極制備,其形貌如圖1(a)所示。JBK-75合金粉末球形度較高,粉末表面光滑且無明顯缺陷,幾乎沒有衛(wèi)星粉,粉末的篩分粒度為53～106 μm。JBK-75合金粉末的化學(xué)成分如表1所示,基板采用30CrMnSiNi2A鋼。

表1 JBK-75合金粉末化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù),%)

激光熔化沉積試驗(yàn)在半導(dǎo)體激光系統(tǒng)上進(jìn)行,該系統(tǒng)由TruDiode4006半導(dǎo)體激光器、ABB IRB 4600六軸聯(lián)動機(jī)械手和METCO TWIN10C雙筒送粉器組成。在激光熔化沉積制備過程中,激光功率在第1、2層(材料與基板冶金結(jié)合層)時(shí)為1800 W,其他為1600 W,掃描速度為4.8 mm/s,送粉速度為2.7 rad/s,掃描方向平行于矩形基板長度方向。為了最大程度地減少氧化發(fā)生,整個打印過程在密封氬倉中進(jìn)行。最終制造出尺寸約為15 mm×80 mm×55 mm立方體樣品,如圖1(b)所示(已標(biāo)注出構(gòu)建方向BD)。

圖1 JBK-75合金粉末及沉積試樣外觀

參照鍛件JBK-75合金的常規(guī)熱處理工藝,對沉積態(tài)(簡稱AD)設(shè)計(jì)了兩種不同熱處理路線,包括常規(guī)熱處理工藝中的固溶處理(調(diào)控基體組織:晶粒尺寸、元素分布)和時(shí)效處理(調(diào)控析出相組織:γ′相和η相),如表2所示。第1種熱處理路線為直接時(shí)效處理,即在750 ℃×8 h時(shí)效后空冷,簡稱AT。第2種熱處理路線為在1180 ℃×1.5 h的高溫固溶后油淬,750 ℃×8 h 時(shí)效后,空冷,簡稱SAT。最后用作對比的鍛件JBK-75合金采用常規(guī)的熱處理工藝(固溶:980 ℃×1.5 h,油淬;時(shí)效:750 ℃×8 h,空冷),以下表示為FCT。

表2 AD、AT、SAT和FCT試樣狀態(tài)

采用拉伸測試力學(xué)性能,拉伸試樣尺寸為直徑φ3 mm,總長度40 mm,標(biāo)距15 mm,在GNT300電子拉伸試驗(yàn)機(jī),以恒定的應(yīng)變速率(2.5×10-4mm/s)進(jìn)行試驗(yàn),每次測試3個試樣取平均值。使用多尺度表征技術(shù)研究了激光熔化沉積制備的JBK-75合金不同狀態(tài)下的微觀結(jié)構(gòu),其中包括OLYMPUS GX53光學(xué)顯微鏡(OM)、Quanta 650 FEG掃描電鏡(SEM)、電子背散射衍射(EBSD)、FEI Technai G2 F20透射電鏡(TEM)和二次離子質(zhì)譜儀(TOP-SIMS)。OM和SEM的試樣采用150～1000目SiC紙研磨后進(jìn)行機(jī)械拋光,并使用CuCl2混合溶液(CuCl2+HCl+H2O+C2H5OH)對試樣進(jìn)行腐蝕。TEM試樣機(jī)械減薄至約50 μm,然后在35 V和-20 ℃下用10%(體積分?jǐn)?shù))的高氯酸進(jìn)行電解拋光。

2 試驗(yàn)結(jié)果與討論

2.1 沉積態(tài)

由圖1(b)JBK-75合金打印成品可以看出,打印件沉積層之間冶金結(jié)合良好,表面無明顯宏觀缺陷(如裂紋)。同時(shí)利用阿基米德排水法評估了JBK-75合金打印件氣孔率,結(jié)果表明JBK-75合金打印件的致密度為99.6%,致密程度較高。如圖2(a)所示,JBK-75合金打印件內(nèi)部仍存在一些缺陷,大多數(shù)缺陷是氣孔,通常是由于局部汽化,原料孔隙或保護(hù)氣體夾入引起的[21]。由于激光增材制造凝固過程傾向于以胞狀晶或樹枝晶方式生長,形成很長的液相通道。隨著溫度降低,通道中的液相凝固收縮,而枝晶間的高熔點(diǎn)析出相及大的枝晶會阻礙液相流動,導(dǎo)致枝晶間通道內(nèi)液相補(bǔ)縮不足,易引發(fā)凝固裂紋的形成[22]。Kou[23]提出了裂紋敏感指數(shù)來衡量合金形成凝固裂紋的傾向大小:|dT/d(fS1/2)|near(fS)1/2=1,式中,T是溫度,fs是糊狀區(qū)的固體分?jǐn)?shù)。首先利用Thermo-Calc中Scheil模塊計(jì)算JBK-75合金固體分?jǐn)?shù)fS與溫度T之間的關(guān)系,如圖2(b)所示,JBK-75合金的凝固溫度范圍是1033～1388 ℃。從而計(jì)算凝固末期0.9≤fS1/2≤0.99范圍下JBK-75合金裂紋敏感指數(shù)為2305,凝固裂紋敏感性較低。

圖2 沉積態(tài)JBK-75合金的缺陷表征與分析

圖3(a)為JBK-75合金沉積態(tài)EBSD三維圖,其微觀結(jié)構(gòu)呈現(xiàn)出各向異性,其中橫截面主要由等軸晶組成,具有明顯的晶體取向,縱截面主要由柱狀晶組成,柱狀晶沿BD方向外延生長。然而,柱狀晶的方向并不嚴(yán)格垂直于基板表面,而是垂直于熔池邊界,這與凝固過程中熱流方向有關(guān)[24]。圖3(b)為JBK-75合金沉積態(tài)中形成的胞狀組織,胞狀組織尺寸在5～10 μm,由增材過程中溫度梯度(G)與晶體生長速率(R)之間的比值決定[25]。同時(shí)在圖3(c)胞狀組織的細(xì)節(jié)放大圖中可以發(fā)現(xiàn)枝晶間存在一些球狀析出相,利用EDS分析析出相成分,析出相富含Al和Ti元素。

圖3 沉積態(tài)JBK-75合金微觀組織

利用TOP-SIMS對JBK-75合金沉積態(tài)試樣元素分布進(jìn)行表征,如圖4(a)所示,觀察到Ti元素在枝晶區(qū)域的偏聚,這種現(xiàn)象與增材制造凝固過程中的溶質(zhì)排斥和再分配有關(guān)。利用Thermo-Calc軟件中的Scheil模塊計(jì)算了元素微觀偏聚程度作為凝固固相分?jǐn)?shù)的函數(shù),結(jié)果如圖4(c)所示,在凝固過程中隨著固液界面的前進(jìn),Ni和Ti元素在液相中逐漸富集,最終在枝晶區(qū)域形成了Ni和Ti元素的偏聚。但是在實(shí)際的表征中并未觀察到Ni元素在枝晶區(qū)域的偏聚,因?yàn)镾cheil模塊計(jì)算的是平衡狀態(tài)下凝固過程中元素偏聚情況,在增材制造高速冷卻的非平衡凝固過程中,Ni元素的擴(kuò)散速率慢,未能在枝晶區(qū)域產(chǎn)生明顯偏聚。

圖4 TOP-SIMS表征和Thermo-Calc計(jì)算沉積態(tài)JBK-75合金元素分布情況

2.2 組織演變

為了探究沉積態(tài)對時(shí)效過程中組織和性能演變的影響,對激光熔化沉積JBK-75合金直接進(jìn)行時(shí)效處理。如圖5(a)所示,宏觀上來看,AT態(tài)胞狀組織存在,幾乎沒有發(fā)生溶解,但是在晶界處發(fā)現(xiàn)有析出相生成。利用SEM對晶界析出相進(jìn)一步表征,從圖5(b,c)可以看出,晶界處為微米級層片狀η相。由于沉積態(tài)枝晶區(qū)域Ti元素的明顯富集,Ti元素又是η相的組成元素,這促進(jìn)了晶界η相的生成。

圖5 JBK-75合金直接時(shí)效后顯微組織

對于JBK-75合金傳統(tǒng)的熱處理工藝是在980 ℃固溶后在750 ℃進(jìn)行時(shí)效。但如圖6(a)所示,激光熔化沉積的JBK-75合金在980 ℃固溶處理后,仍存在打印組織未能實(shí)現(xiàn)完全再結(jié)晶。所以為了使JBK-75合金發(fā)生完全再結(jié)晶,消除快速凝固的非平衡組織對后續(xù)熱處理中組織性能的影響,需要重新選定一個更高的固溶溫度。將JBK-75合金分別在980、1080和1180 ℃下進(jìn)行固溶,其組織變化如圖6所示。隨著固溶溫度的升高打印痕跡逐漸消失,在1180 ℃固溶后打印痕跡完全消失,晶粒均勻細(xì)小發(fā)生完全再結(jié)晶,所以對于激光熔化沉積JBK-75合金需要在1180 ℃下進(jìn)行固溶,然后再時(shí)效處理。

圖6 不同溫度固溶處理后JBK-75合金顯微組織演變

利用EBSD進(jìn)一步表征了1180 ℃固溶以及750 ℃時(shí)效后(SAT)JBK-75合金組織演變。從圖7中可以看出,固溶態(tài)和SAT態(tài)晶粒均勻且無明顯取向,晶粒中存在大量退火孿晶,Σ3晶界的體積分?jǐn)?shù)分別為63.4% 和66%。同時(shí)可以看出,與固溶態(tài)晶粒相比,經(jīng)過時(shí)效后晶粒略微發(fā)生長大,利用等效圓直徑方法統(tǒng)計(jì),固溶態(tài)平均晶粒尺寸約為113.7 μm,SAT態(tài)平均晶粒尺寸約為150.6 μm。與AT態(tài)相對比,SAT態(tài)的晶界處未發(fā)現(xiàn)析出相。

圖7 不同熱處理狀態(tài)的JBK-75合金EBSD圖

利用TEM對AT態(tài)和SAT態(tài)JBK-75合金主要強(qiáng)化相γ′相進(jìn)行表征。如圖8(a, b)所示TEM的暗場像,大量細(xì)小球狀的γ′析出相彌散分布在γ基體中。圖8(c)γ′相衍射圖樣顯示析出相為L12型且與γ基體共格。使用大量的TEM圖統(tǒng)計(jì)γ′相尺寸和體積分?jǐn)?shù),AT態(tài)和SAT態(tài)中γ′相平均直徑分別為12.74 nm和11.51 nm,兩種狀態(tài)下γ′相的尺寸和體積分?jǐn)?shù)均相差不大。這說明JBK-75合金伴隨有元素偏聚的胞狀組織對時(shí)效過程中γ′相的生成影響不大。

圖8 不同狀態(tài)下JBK-75合金γ′相TEM圖

2.3 力學(xué)性能

圖9(a)為AD態(tài)、AT態(tài)、SAT態(tài)和FCT態(tài)JBK-75合金試樣的應(yīng)力-應(yīng)變曲線,圖9(b)為4種不同狀態(tài)下的力學(xué)性能。從圖9可以看出,在4種狀態(tài)中AD態(tài)試樣的斷后伸長率最高,達(dá)到32%,但是其屈服強(qiáng)度和抗拉強(qiáng)度較低,僅為413 MPa和635 MPa,這是由于AD態(tài)試樣沒有經(jīng)過時(shí)效處理生成強(qiáng)化相γ′相。AT態(tài)和SAT態(tài)相比,屈服強(qiáng)度相差不大,均在665 MPa左右,但是兩種狀態(tài)試樣的抗拉強(qiáng)度和塑性有明顯差距,AT態(tài)和SAT態(tài)試樣的抗拉強(qiáng)度和斷后伸長率分別為906 MPa和1055 MPa、21%和29%。AT態(tài)和SAT態(tài)JBK-75合金中γ′相尺寸和體積分?jǐn)?shù)幾乎相同,對屈服強(qiáng)度的貢獻(xiàn)也保持一致。由于AT態(tài)試樣的屈服強(qiáng)度未高于SAT態(tài),所以激光熔化沉積JBK-75合金中胞狀組織對其屈服強(qiáng)度提高效果不明顯。AT態(tài)試樣的顯微結(jié)構(gòu)為非均勻組織,同時(shí)晶界上存在η相,η相一方面消耗了強(qiáng)化相γ′相,另一方面易作為裂紋源增高晶間斷裂傾向,導(dǎo)致其抗拉強(qiáng)度和伸長率明顯低于SAT態(tài)。最后將SAT態(tài)與FCT態(tài)相比,強(qiáng)度與塑性均相差不大,激光熔化沉積JBK-75合金SAT態(tài)達(dá)到鍛件熱處理水平,高溫固溶處理對其力學(xué)性能幾乎未產(chǎn)生影響。

圖9 不同狀態(tài)下JBK-75合金的應(yīng)力-應(yīng)變曲線(a)和力學(xué)性能(b)

圖10分別為激光熔化沉積JBK-75合金AD、AT、SAT態(tài)試樣的拉伸斷口形貌,3種狀態(tài)試樣的拉伸斷口均由大量的韌窩組成,是典型的韌性斷裂形貌。AD態(tài)試樣的韌窩又大又深,而AT態(tài)試樣的韌窩明顯變淺且小,SAT態(tài)試樣的韌窩大小和深淺介于兩者之間。所以,3種狀態(tài)下AD態(tài)試樣韌性最優(yōu),其次是SAT態(tài),最后是AT態(tài)。綜上所述,對于激光熔化沉積JBK-75合金,SAT態(tài)的綜合力學(xué)性能最佳。

圖10 不同狀態(tài)下JBK-75合金拉伸斷口SEM圖

3 結(jié)論

1) 激光熔化沉積JBK-75合金顯微結(jié)構(gòu)具有各向異性,存在增材制造中形成的特殊的胞狀組織,且Ti元素在枝晶區(qū)域大量富集。

2) 直接時(shí)效處理JBK-75合金打印組織未溶解,打印組織對時(shí)效過程中γ′相的生成幾乎沒有影響,但是Ti元素的偏聚促進(jìn)了晶界處η相的生成。

3) 為了獲得完全再結(jié)晶的均勻組織,重新選擇了在1180 ℃高溫固溶后再時(shí)效處理JBK-75合金,最終獲得了優(yōu)異的綜合力學(xué)性能,抗拉強(qiáng)度1055 MPa、屈服強(qiáng)度679 MPa、斷后伸長率29%,與鍛件JBK-75合金熱處理后水平幾乎一致。