熱等靜壓對(duì)激光選區(qū)熔化成形GH4169 合金組織與高溫性能的影響

趙海生,房立家,劉 歡,竇開(kāi)沁

（1.中國(guó)航發(fā)北京航空材料研究院 焊接與塑性成形研究所，北京 100095；2.航發(fā)優(yōu)材（鎮(zhèn)江）增材制造有限公司 技術(shù)部，江蘇 鎮(zhèn)江 212132）

GH4169 是一種典型的沉淀強(qiáng)化型鎳基高溫合金（美國(guó)牌號(hào)為Inconel 718），具有良好的高溫強(qiáng)度、優(yōu)異的耐腐蝕性和焊接性能，被廣泛應(yīng)用于航空航天、管道運(yùn)輸、核能安全等領(lǐng)域[1]，其往往面臨高溫高壓、腐蝕介質(zhì)等苛刻的服役環(huán)境。GH4169傳統(tǒng)采用鑄鍛方式制造零部件，在加工過(guò)程中會(huì)產(chǎn)生大量損耗，不符合節(jié)約資源的工業(yè)發(fā)展趨勢(shì)。增材制造（additive manufacturing，AM）在節(jié)約原材料、制造復(fù)雜結(jié)構(gòu)零件方面具有獨(dú)特優(yōu)勢(shì)。激光選區(qū)熔化技術(shù)（selective laser melting，SLM）是一種利用聚焦的高能激光束將粉末床中預(yù)置的金屬粉末熔化并凝結(jié)成金屬塊的新型增材制造方法[2]，該方法具有加工精度高、生產(chǎn)工序少、可實(shí)現(xiàn)個(gè)性化生產(chǎn)的優(yōu)點(diǎn)，廣泛應(yīng)用于鋁合金[3]、鈦合金[4]、鎳基高溫合金[5]等工程合金材料的制造。

國(guó)內(nèi)外學(xué)者對(duì)SLM 成形GH4169 合金的組織與性能進(jìn)行了廣泛的研究，報(bào)道了SLM 成形GH4169的激光密度等參數(shù)的影響[6-7]，如較高的激光能量密度會(huì)形成細(xì)長(zhǎng)且分布均勻的柱狀枝晶，且成形零件具有較低孔隙率[8]。利用增材制造技術(shù)制備GH4169 試樣易出現(xiàn)氣孔、夾雜等缺陷[9]，且掃描方向、沉積方向微觀組織、力學(xué)性能具有各向異性，限制了GH4169 的實(shí)際使用場(chǎng)景，因此有必要對(duì)SLM 成形的GH4169 試樣進(jìn)行后續(xù)熱處理。Yalcin 等[7]發(fā)現(xiàn)加入納米級(jí)氧化物的GH4169合金經(jīng)過(guò)1050 ℃/1 h 的固溶處理和650 ℃/5 h 的時(shí)效處理后，工件硬度增加了120HV，室溫屈服強(qiáng)度達(dá)到1170 MPa。Ozer 等[10]使用1040 ℃/2 h 的固溶處理和700 ℃/8 h 的時(shí)效工藝，將SLM 成形GH4169 掃描方向、沉積方向室溫抗拉強(qiáng)度分別提高了33.3%和32.1%，但斷后伸長(zhǎng)率有所下降。在眾多熱處理工藝中，熱等靜壓（hot isostatic pressing，HIP）通過(guò)給試樣同時(shí)施加高溫與壓力可有效減少試樣中氣孔數(shù)量，進(jìn)而提高綜合力學(xué)性能，被廣泛應(yīng)用于增材制造工件的熱處理中[11-14]。Tillmann等[13]認(rèn)為熱等靜壓溫度對(duì)試樣微觀組織的影響大于壓力，且對(duì)于SLM 成形的GH4169 合金，熱等靜壓溫度應(yīng)高于1150 ℃，壓力應(yīng)高于100 MPa，以明顯減少氣孔。同時(shí)，該報(bào)道稱(chēng)即使在最佳參數(shù)的熱等靜壓處理后，也無(wú)法獲得100%致密的零件。石磊等[15]使用（1165±10）℃/160 MPa/2 h 的熱等靜壓+標(biāo)準(zhǔn)固溶雙時(shí)效的熱處理工藝，消除了打印態(tài)工件的孔洞及各向異性現(xiàn)象，并使其室溫抗拉強(qiáng)度和高溫抗拉強(qiáng)度均高于鍛件標(biāo)準(zhǔn)要求。

GH4169 通常應(yīng)用于高溫場(chǎng)景，不僅應(yīng)關(guān)注室溫、高溫下的抗拉強(qiáng)度，更應(yīng)對(duì)其高溫持久時(shí)間進(jìn)行研究。本工作對(duì)SLM 成形GH4169 打印態(tài)工件施加兩種不同的熱處理工藝，并分別對(duì)不同取件方向的試樣進(jìn)行高溫拉伸實(shí)驗(yàn)和高溫持久實(shí)驗(yàn)，探究熱等靜壓對(duì)于GH4169 組織以及高溫性能的影響，判明析出相成分及形貌。

1 實(shí)驗(yàn)材料與方法

采用真空感應(yīng)氣體霧化法制備GH4169 合金粉末，其粒徑范圍為15～53 μm，化學(xué)成分如表1所示。采用S1000 型激光選區(qū)熔化成形設(shè)備制備GH4169 合金試樣，制備時(shí)激光功率為320 W，掃描速度為900 mm/s，掃描間距為0.11 mm，鋪粉厚度為50 μm，上下相鄰兩層采用旋轉(zhuǎn)67°的激光掃描策略。對(duì)成形后的GH4169 合金施加兩種不同的熱處理工藝：（1）均勻化+固溶+雙時(shí)效（homogenization+solid solution+ageing，HSA），未施加熱等靜壓工藝；（2）熱等靜壓+均勻化+固溶+雙時(shí)效（hot isostatic pressing+homogenization+solid solution+ageing，HHSA）。HSA：1210 ℃保溫2 h，Ar 氣冷卻至室溫；980 ℃保溫1 h，Ar 氣冷卻至室溫；720 ℃保溫8 h，以50 ℃/h 的速率爐冷至620 ℃并保溫8 h，最后Ar 氣冷卻至室溫。HHSA：1180 ℃160 MPa 的環(huán)境下保溫3 h，Ar 氣冷卻至室溫，后續(xù)熱處理工藝與HSA 相同。

表1 GH4169 合金粉末化學(xué)成分（質(zhì)量分?jǐn)?shù)/ %）Table 1 Chemical composition of GH4169 superalloy powder（mass fraction/ %）

為探究取樣方向?qū)崽幚砗笤嚇咏M織形貌、高溫性能的影響，分別沿掃描方向（scanning direction，SD）和沉積方向（building direction，BD）對(duì)熱處理后SLM 成形GH4169 合金進(jìn)行取樣，分別簡(jiǎn)稱(chēng)為SD 試樣和BD 試樣。其中SD 試樣取樣平面與增材基板所在平面平行，BD 試樣取樣平面與增材基板所在平面垂直。

試樣經(jīng)打磨、拋光后，使用王水（HCl∶HNO3=3∶1）進(jìn)行腐蝕，腐蝕時(shí)間為10 s。使用ZEISS Vert.A1金相顯微鏡（optical microscope，OM）、XRD-600X 射線衍射儀（X-ray diffraction，XRD）、JSM-7800F 掃描電子顯微鏡（scanning electron microscope，SEM）及其附帶的X 射線能譜分析儀（energy dispersive spectrometer，EDS）等對(duì)試樣的微觀組織進(jìn)行觀察分析。采用截點(diǎn)法測(cè)定試樣的平均晶粒尺寸，通過(guò)固定長(zhǎng)度直線與晶粒的截點(diǎn)數(shù)來(lái)計(jì)算，取5 次的平均值。分別沿掃描方向和沉積方向加工高溫拉伸試樣和高溫持久試樣，試樣尺寸如圖1 所示。按照ASTM E8 標(biāo)準(zhǔn)，在FL5000GL 電子萬(wàn)能拉伸試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行高溫拉伸與高溫持久性能測(cè)試，高溫拉伸性能測(cè)試的拉伸速率為0.25 mm/min，所得高溫拉伸性能與高溫持久性能數(shù)據(jù)為3 個(gè)試樣的平均值。采用SEM 對(duì)兩組試樣斷口進(jìn)行觀察。

圖1 SLM 成形GH4169 合金未經(jīng)熱等靜壓處理、熱等靜壓處理后高溫性能試樣示意圖（a）高溫拉伸實(shí)驗(yàn)試樣；（b）高溫持久實(shí)驗(yàn)試樣Fig.1 Schematic diagrams of high temperature properties specimens of GH4169 alloy formed by SLM without or with HIP（a）high temperature tensile test specimen；（b）high temperature stress rupture properties test specimen

2 實(shí)驗(yàn)結(jié)果與討論

2.1 未經(jīng)熱等靜壓熱處理SLM 成形GH4169 合金顯微組織

圖2 為未經(jīng)熱等靜壓SLM 成形GH4169 合金的金相組織。由圖2（a）可知，SD 試樣晶粒呈等軸狀，平均晶粒直徑為326 μm，晶粒形狀不規(guī)則，晶界曲折。在晶粒內(nèi)部存在圓形氣孔，最大氣孔直徑為32 μm。由圖2（b）可知，BD 試樣晶粒呈等軸狀，平均晶粒直徑為405 μm，晶界分布無(wú)規(guī)則，在大直徑晶粒內(nèi)部存在氣孔，最大氣孔直徑為58 μm。圖2（b）與圖2（a）對(duì)比可發(fā)現(xiàn)，BD 試樣的晶粒尺寸略大于SD 試樣的尺寸，是由于激光選區(qū)熔化成形過(guò)程中，熱量是沿著垂直于基板方向傳導(dǎo)，晶粒生長(zhǎng)逆著散熱方向生長(zhǎng)，但整體熱量有限，因此晶粒在成形方向生長(zhǎng)尺寸略大于掃描方向。

圖2 SLM 成形未經(jīng)熱等靜壓GH4169 金相組織（a）SD 試樣；（b）BD 試樣Fig.2 Optical micrographs of GH4169 alloy formed by SLM without HIP（a）scanning direction（SD）sample；（b）building direction（BD）sample

與SD 試樣相比，BD 試樣上氣孔的數(shù)量略多，靠上部的氣孔尺寸略大。氣孔可能由多種因素造成，如較低的激光線能量密度、粉末之間的空隙、粉末的重復(fù)使用[16]、劇烈的熔池?cái)_動(dòng)[17]。上述因素均有可能造成熔池中的氣體在合金凝固前難以逸出，最終在合金內(nèi)部形成氣孔。該試樣未被施加熱等靜壓處理，僅施加固溶時(shí)效熱處理工藝，晶粒在熱場(chǎng)作用下雖處于塑性狀態(tài)，但沒(méi)有產(chǎn)生足夠的塑性變形以完全填補(bǔ)試樣內(nèi)部的氣孔，故SD 試樣、BD 試樣中均存在氣孔。同時(shí)，在激光選區(qū)熔化成形過(guò)程中，熔池內(nèi)產(chǎn)生的氣泡左右?guī)缀醪灰苿?dòng)，而隨著成形層數(shù)的增加，氣泡在同一成形方向的數(shù)量多于同一掃描方向的數(shù)量，因此最終成形凝固后BD 試樣上氣孔略多。而氣孔尺寸的差異主要跟取樣位置有關(guān)系，靠試樣上部氣孔尺寸略大。

圖3 為未經(jīng)熱等靜壓SLM 成形GH4169 合金的微觀組織。由圖3（a）～（c）可知，SD 試樣上存在直徑為17 μm 的氣孔，深灰色的基體上分布著大顆粒深色析出相、短棒狀或圓盤(pán)狀白色析出相、小顆粒白色析出相。大顆粒深色析出相出現(xiàn)在晶粒內(nèi)部和晶界處，短棒狀或圓盤(pán)狀白色析出相出現(xiàn)在晶界處，小顆粒白色析出相彌散分布于晶粒內(nèi)部。由圖3（d）～（f）可知，BD 試樣存在直徑小于1 μm的顯微孔洞，深灰色基體上的析出相與SD 試樣中出現(xiàn)的析出相形貌相似。

圖3 SLM 成形未經(jīng)熱等靜壓GH4169 微觀組織（a）～（c）SD 試樣；（d）～（f）BD 試樣Fig.3 SEM micrographs of GH4169 alloy formed by SLM without HIP（a）-（c）SD sample；（d）-（f）BD sample

為進(jìn)一步確認(rèn)析出相的種類(lèi)及成分，對(duì)圖3（f）中的若干區(qū)域進(jìn)行了能譜分析，圖3（f）中各處EDS 能譜分析結(jié)果如表2 所示。

表2 圖3（f）中各點(diǎn)化學(xué)成分分析（原子分?jǐn)?shù)/%）Table 2 Chemical composition analysis of each spot in Fig.3（f）（atomic fraction/%）

A 處為深灰色的基體，EDS 元素分析顯示其N(xiāo)i 元素含量最高，F(xiàn)e、Cr、Mo 等合金元素固溶于其中，因此判斷A 處為γ 相。B 處為大顆粒深色析出相，Nb 元素含量在選取的四點(diǎn)中含量最高，且Mo、Al、Ti 等易偏析元素在晶界處聚集，因此判斷其為L(zhǎng)aves 相。GH4169 中的Laves 相為密排六方結(jié)構(gòu)，化學(xué)式為（Ni，Cr，F(xiàn)e）2（Nb，Mo，Ti）[18]，合金中的易偏析元素在凝固過(guò)程中發(fā)生溶質(zhì)再分配，通過(guò)共晶反應(yīng)在晶界處生成Laves 相。C 處為晶界處白色短棒狀析出相，其N(xiāo)i 元素和Nb 元素原子分?jǐn)?shù)比例接近3∶1，結(jié)合其析出位置及形貌，可判斷其為正交結(jié)構(gòu)穩(wěn)定相[19]δ 相（Ni3Nb）。D 處的Ni 元素與Nb 元素原子分?jǐn)?shù)比例同樣接近3∶1。與δ 相不同的是，D 處于晶粒內(nèi)部析出，且多為小顆粒狀，因此推斷D 處為γ''相（Ni3Nb）。γ''相是GH4169 的主要強(qiáng)化相，晶格結(jié)構(gòu)為體心四方，與基體γ 相呈共格關(guān)系[20]。γ''相點(diǎn)陣錯(cuò)配度較大，析出數(shù)量多，對(duì)基體沉淀強(qiáng)化效果顯著。

采用XRD 分析不同熱處理工藝下SLM 成形GH4169 合金的SD 試樣和BD 試樣物相組成，圖4 為其XRD 衍射譜。由于γ'與γ 點(diǎn)陣常數(shù)十分接近，γ''與γ'共格，各試樣中僅觀察到基體γ 相、γ'相和γ''相的衍射峰。GH4169 合金γ 面心立方結(jié)構(gòu)的（111）、（200）、（220）、（311）以及（222）晶面。在XRD 檢測(cè)精度范圍內(nèi)未檢測(cè)到其他物相，如NbC、Laves、δ 等相，結(jié)合圖3、圖6 和表2 分析，γ'相、γ''相和Laves 相、δ 相含量較少。同時(shí)固溶雙時(shí)效GH4169 合金無(wú)論是否熱等靜壓，相比由于沉積態(tài)GH4169 合金晶粒的〈100〉擇優(yōu)成形方向而具有較強(qiáng)的（200）衍射峰[20]，SD 試樣和BD 存在較強(qiáng)的（111）和較弱的（200）的衍射峰，織構(gòu)發(fā)生了變化。與熱等靜壓前比，固溶時(shí)效GH4169 合金熱等靜壓后，（111）衍射峰強(qiáng)度明顯變?nèi)酢?/p>

圖4 SLM 成形后不同熱處理工藝下GH4169 合金的XRD 衍射譜Fig.4 XRD diffraction patterns of GH4169 alloy formed by SLM under different heat treatment processes

2.2 熱等靜壓熱處理SLM 成形GH4169 合金顯微組織

圖5 為熱等靜壓后SLM 成形GH4169 合金的金相組織。由圖5 可知，SD 試樣與BD 試樣均未出現(xiàn)氣孔，其原因可能是該熱等靜壓溫度下GH4169 合金的塑性極好，氣孔區(qū)域的晶粒受到外界壓力的作用發(fā)生塑性變形，晶粒相互接觸發(fā)生冶金結(jié)合使氣孔消失[13]。SD 試樣、BD 試樣的晶粒均呈等軸狀，平均晶粒尺寸分別為221、363 μm。與圖2 未熱等靜壓的試樣相比，熱等靜壓后SD 試樣、BD 試樣的平均晶粒尺寸分別降低了32.21%和10.37%，晶粒細(xì)化原因可能與析出相變化相關(guān)。

圖5 SLM 成形后熱等靜壓GH4169 金相組織（a）SD 試樣；（b）BD 試樣Fig.5 Optical micrographs of GH4169 alloy formed by SLM with HIP（a）SD sample；（b）BD sample

圖6 為熱等靜壓后SLM 成形GH4169 合金的微觀組織。圖6（a）與圖6（d）顯示，SD 試樣、BD試樣內(nèi)部存在直徑小于1 μm 的顯微孔洞。圖6（b）和圖6（e）顯示，SD 試樣、BD 試樣中均存在大量的顆粒狀γ''析出相，δ 相在晶界處連續(xù)析出，晶界清晰可見(jiàn)。圖6（c）和圖6（f）顯示，Laves 相在晶粒內(nèi)部幾乎不存在，僅在部分晶界處少量存在。

圖6 SLM 成形后熱等靜壓GH4169 微觀組織（a）～（c）SD 試樣；（d）～（f）BD 試樣Fig.6 SEM micrographs of GH4169 alloy formed by SLM with HIP（a）-（c）SD sample；（d）-（f）BD sample

與圖3 未經(jīng)熱等靜壓的試樣對(duì)比，熱等靜壓試樣的Laves 相明顯減少，γ''相大量析出。其原因可能是，Laves 相的析出溫度范圍為1150～1200 ℃[21]，本研究選擇的熱等靜壓溫度為1180 ℃，處于Laves相析出溫度范圍內(nèi)，有利于Laves 相溶解。Laves相溶解使基體中含有更多的Nb 元素，大量γ''相在雙時(shí)效熱處理工藝時(shí)析出。熱等靜壓試樣的δ 相的尺寸和密度相較于未熱等靜壓試樣有所提升，熱等靜壓試樣晶界處析出的δ 相變得更加連續(xù)。δ 相在晶界處析出，對(duì)晶粒的長(zhǎng)大具有釘扎作用，導(dǎo)致熱等靜壓試樣的晶粒尺寸小于未熱等靜壓試樣的晶粒尺寸[19]。由此推斷，熱等靜壓可以減少SLM 成形GH4169 合金的氣孔數(shù)量，細(xì)化合金晶粒，減少晶界處有害析出相Laves 相數(shù)量，增加γ''、δ 強(qiáng)化相數(shù)量。

2.3 未經(jīng)熱等靜壓和經(jīng)過(guò)熱等靜壓SLM 成形GH4169 合金的高溫性能

圖7 分別為SLM 成形GH4169 合金未經(jīng)熱等靜壓處理、熱等靜壓處理后650 ℃拉伸性能。未經(jīng)熱等靜壓SD 試樣、BD 試樣的抗拉強(qiáng)度（ultimate tensile strength，UTS）分別為1026、1034 MPa，斷后伸長(zhǎng)率分別為6.9%、7.9%。熱等靜壓后SD 試樣、BD 試樣的抗拉強(qiáng)度分別為1053、1051 MPa，斷后伸長(zhǎng)率分別為8.6%、8.5%。熱等靜壓后GH4169合金SD 試樣、BD 試樣的抗拉強(qiáng)度與斷后伸長(zhǎng)率均得到提升，SD 試樣的抗拉強(qiáng)度和斷后伸長(zhǎng)率分別提升了27 MPa 和1.7%，BD 試樣的抗拉強(qiáng)度和斷后伸長(zhǎng)率分別提升了17 MPa 和0.6%，其實(shí)驗(yàn)結(jié)果如表3 所示。與標(biāo)準(zhǔn)鍛件抗拉強(qiáng)度1000 MPa，斷后伸長(zhǎng)率12%相比，熱等靜壓后SD 試樣、BD試樣的高溫抗拉強(qiáng)度均超過(guò)鍛件標(biāo)準(zhǔn)，斷后伸長(zhǎng)率未超過(guò)鍛件標(biāo)準(zhǔn)。

圖7 SLM 成形GH4169 合金不同熱處理工藝下的高溫拉伸性能Fig.7 High temperature tensile properties of GH4169 alloy formed by SLM under different heat treatment processes

表3 SLM 成形不同熱處理工藝下GH4169 合金的高溫拉伸性能Table 3 High temperature tensile properties of GH4169 alloy formed by SLM under different heat treatment processes

圖8 分別為SLM 成形未經(jīng)熱等靜壓、熱等靜壓后GH4169 合金650 ℃拉伸實(shí)驗(yàn)后的斷口形貌。由圖8 看出，所有試樣均存在大量韌窩，呈現(xiàn)韌性斷裂形貌，且有無(wú)熱等靜壓工藝的SD 試樣、BD 試樣韌窩尺寸、深度，均較為接近，該韌窩形貌特征與高溫拉伸性能結(jié)果相符。

圖8 SLM 成形GH4169 合金高溫拉伸實(shí)驗(yàn)斷口形貌（a）SD 試樣；（b）BD 試樣；（1）未經(jīng)熱等靜壓處理；（2）熱等靜壓處理Fig.8 Fracture morphologies of GH4169 alloy formed by SLM in high temperature tensile experiments（a）SD；（b）BD；（1）without HIP；（2）with HIP

表4 為SLM 成形未經(jīng)熱等靜壓、熱等靜壓后GH4169 合金試樣在650 ℃/ 690 MPa 下進(jìn)行高溫持久實(shí)驗(yàn)結(jié)果。該熱等靜壓工藝將SD 試樣、BD試樣的高溫持久時(shí)間分別提升90 倍和30 倍，實(shí)現(xiàn)高溫持久時(shí)間的大幅度提升。熱等靜壓后SLM 成形GH4169 合金SD 試樣、BD 試樣的高溫持久時(shí)間均超過(guò)GH4169 的鍛件標(biāo)準(zhǔn)，高溫持久時(shí)間提升的原因推測(cè)為：熱等靜壓減少了SLM 成形GH4169合金中氣孔的數(shù)量，使得該測(cè)試環(huán)境下合金內(nèi)部的顯微孔洞聚集引發(fā)斷裂所需時(shí)間更長(zhǎng)。同時(shí)熱等靜壓后試樣的脆硬相Laves 相含量減少，裂紋萌生的可能性降低[22]；強(qiáng)化相δ 相、γ''相增多，裂紋的擴(kuò)展受到阻礙[22-23]，晶粒得到細(xì)化。氣孔減少，晶粒細(xì)化，脆硬相減少，強(qiáng)化相增多共同作用，大幅度提高SLM 成形GH4169 合金高溫持久時(shí)間。

表4 SLM 成形不同熱處理工藝下GH4169 合金的高溫持久時(shí)間Table 4 Stress rupture properties of GH4169 alloy formed by SLM under different heat treatment processes

圖9 為高溫持久實(shí)驗(yàn)后未經(jīng)熱等靜壓、熱等靜壓后試樣的斷口形貌。由圖9 看出，全部斷口均存在大量韌窩，呈現(xiàn)韌性斷裂形貌。未經(jīng)熱等靜壓處理的試樣斷口處存在較多孔洞，且出現(xiàn)的韌窩尺寸、韌窩深度均小于熱等靜壓后試樣。其原因推測(cè)為熱等靜壓的高溫高壓條件，使得試樣內(nèi)晶粒發(fā)生塑性變形，彌合內(nèi)部的氣孔，熱等靜壓后試件合金內(nèi)部顯微孔洞需要更長(zhǎng)時(shí)間形成大而深的韌窩，從而大幅度提高了SLM 成形GH4169 合金的高溫持久時(shí)間[13]。

圖9 SLM 成形 GH4169 合金高溫持久實(shí)驗(yàn)斷口形貌（a）SD 試樣；（b）BD 試樣；（1）未經(jīng)熱等靜壓處理；（2）熱等靜壓處理Fig.9 Fracture morphologies of GH4169 alloy formed by SLM in stress rupture test（a）SD；（b）BD；（1）without HIP；（2）with HIP

熱等靜壓減少SLM 成形GH4169 合金內(nèi)部的氣孔，細(xì)化晶粒，減少Laves 脆硬相在晶界處的生成，增加δ 相在晶界處的生成、γ''相在晶界內(nèi)的生成，使得試樣的高溫抗拉強(qiáng)度和斷后伸長(zhǎng)率略有上升，高溫持久時(shí)間大幅度提高。

3 結(jié)論

（1）未經(jīng)熱等靜壓和熱等靜壓后SLM 成形GH4169 合金的晶粒均呈等軸狀。未經(jīng)過(guò)熱等靜壓試樣內(nèi)部存在少量顆粒狀Laves 相，晶界存在短棒狀δ 相，晶粒內(nèi)存在γ''相。

（2）1180 ℃/160 MPa/3 h 的熱等靜壓工藝可以實(shí)現(xiàn)SLM 成形GH4169 合金中氣孔基本消失，晶粒細(xì)化，Laves 相基本消失，晶界處短棒狀δ 相更加連續(xù)，晶粒內(nèi)部析出大量γ''相的效果。

（3）1180 ℃/160 MPa/3 h 的熱等靜壓熱處理工藝可提高SLM 成形GH4169 合金SD 試樣、BD 試樣的高溫抗拉強(qiáng)度和斷后伸長(zhǎng)率，可將SD 和BD 試樣的高溫持久時(shí)間分別提高90 倍和30 倍。熱等靜壓熱處理工藝后試樣的高溫抗拉強(qiáng)度和高溫持久時(shí)間均超過(guò)鍛件標(biāo)準(zhǔn)，斷后伸長(zhǎng)率尚未超過(guò)鍛件標(biāo)準(zhǔn)。

（4）減少SLM 成形GH4169 合金中氣孔數(shù)量，細(xì)化晶粒，減少Laves 相，增加δ 相和γ''相有利于提高合金高溫抗拉強(qiáng)度、斷后伸長(zhǎng)率和高溫持久時(shí)間。