熱等靜壓對(duì)激光選區(qū)熔化增材制造GH3230高溫合金微裂紋與組織的影響*

王繼浩，劉凱歌，張雪峰，謝印開(kāi)，李懷學(xué)

（1. 中國(guó)航空制造技術(shù)研究院國(guó)家級(jí)高能束流加工技術(shù)重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室，北京 100024；2. 中國(guó)航空制造技術(shù)研究院高能束流增量制造技術(shù)與裝備北京市重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室，北京 100024；3. 中國(guó)航空制造技術(shù)研究院增材制造航空科技重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室 ，北京 100024）

高溫合金因其優(yōu)異的性能廣泛應(yīng)用于航空航天、核能等領(lǐng)域，是航空發(fā)動(dòng)機(jī)和推力的關(guān)鍵因素之一[1–2]。航空發(fā)動(dòng)機(jī)的燃燒室等關(guān)鍵部件工作環(huán)境惡劣，對(duì)合金性能的要求極高。而GH3230 合金的工作溫度能夠達(dá)到1150 ℃，因此該類合金在航空發(fā)動(dòng)機(jī)關(guān)鍵的高溫結(jié)構(gòu)部件制造領(lǐng)域具有十分廣闊的應(yīng)用前景。輕量化是航空航天領(lǐng)域永恒的主題，并且高溫的工作環(huán)境也需要零件中存在復(fù)雜的冷卻流道，但是傳統(tǒng)的鑄鍛工藝已經(jīng)無(wú)法滿足以上要求。激光選區(qū)熔化 （Selective laser melting，SLM）成形技術(shù)以高能激光束作為熱源，逐層熔化金屬粉末，制造所得零件僅需簡(jiǎn)單加工即可滿足產(chǎn)品需求，具有成形約束小、精度高、材料利用率高、表面粗糙度低等優(yōu)點(diǎn)，實(shí)現(xiàn)了零件的近凈成形[3–4]，在復(fù)雜外形與內(nèi)部型腔零件制造領(lǐng)域獲得了廣泛的應(yīng)用。

GH3230 高溫合金通常被用于航空發(fā)動(dòng)機(jī)的燃燒室、火焰筒、熱交換器、過(guò)渡導(dǎo)管等的高溫條件服役器件。GH3230 高溫合金為成分類似Haynes230 合金的Ni–Cr–W–Mo 型高溫合金，W、Mo 元素的固溶強(qiáng)化和碳化物第二相是該種合金的主要強(qiáng)化手段[5–7]。Cr 元素主要起到固溶強(qiáng)化作用，同時(shí)也能形成碳化物，因此Cr 既能固溶在基體中強(qiáng)化組織，又能形成碳化物起到沉淀強(qiáng)化和晶界強(qiáng)化的作用。合金中的W 對(duì)基體起到明顯的固溶強(qiáng)化作用，而且可以提高合金的蠕變強(qiáng)度，降低合金中的層錯(cuò)能[8]。除了合金元素，GH3230高溫合金中還含有少量的稀土元素La，該元素能夠改進(jìn)氧化膜的黏性和化學(xué)組成，從而使合金獲得優(yōu)異的高溫抗氧化與耐腐蝕性能[9]。

隨著航空航天發(fā)動(dòng)機(jī)熱端部件的結(jié)構(gòu)越來(lái)越復(fù)雜，激光選區(qū)熔化增材制造技術(shù)已成為研制GH3230 高溫合金復(fù)雜結(jié)構(gòu)的主要工藝方法之一。GH3230 高溫合金雖然鍛造性能優(yōu)異，但其激光選區(qū)熔化成形性較差，易產(chǎn)生微裂紋，導(dǎo)致成形零件性能難以滿足使用要求。熱等靜壓（Hot isostatic pressing，HIP）技術(shù)能夠有效解決成形零件內(nèi)部的缺陷，改善其材料微觀組織與力學(xué)性能，且已在國(guó)內(nèi)外的激光選區(qū)熔化零件的后處理中得到廣泛應(yīng)用[10–12]。為揭示GH3230 高溫合金的激光選區(qū)熔化增材成形性，研究了熱等靜壓對(duì)激光選區(qū)熔化增材制造GH3230 高溫合金微裂紋與組織及拉伸性能的影響，為促進(jìn)激光選區(qū)熔化增材制造GH3230 高溫合金構(gòu)件工程化應(yīng)用提供技術(shù)基礎(chǔ)支撐。

1 試驗(yàn)材料及方法

試驗(yàn)選用定制的GH3230 合金粉末，其形貌如圖1 所示，主要化學(xué)成分見(jiàn)表1。采用激光粒度儀測(cè)試粉末粒度，粉末粒度分布為15～53 μm，其中D10= 21 μm，D50= 34 μm，D90= 53.9 μm。打印前將粉末在真空干燥箱中105 ℃烘干4 h。

圖1 GH3230 粉末SEM 形貌Fig.1 SEM morphology of GH3230 powder

本試驗(yàn)使用EPM250 型激光選區(qū)熔化成形設(shè)備。該設(shè)備由一個(gè)最大輸出功率500 W 的光纖激光器、自動(dòng)送 （鋪）粉裝置、工作平臺(tái)、回收過(guò)濾裝置及計(jì)算機(jī)控制系統(tǒng)等部分組成。試驗(yàn)的主要成形參數(shù)如表2 所示。打印用于室溫力學(xué)性能測(cè)試的GH3230 高溫合金拉伸試樣為長(zhǎng)80 mm、直徑15 mm 的圓柱形試棒。試棒根據(jù)成形方向分為橫向XY（基板平面）和縱向Z（沉積方向）兩種，如圖2（a）所示，其中基板材質(zhì)為316L不銹鋼，打印前進(jìn)行打磨處理，并使用無(wú)水乙醇去除表面污漬。設(shè)備成形艙中通入氬氣保護(hù)，成形過(guò)程中氧體積分?jǐn)?shù)控制在0.1%以下。成形后使用真空熱處理爐按650 ℃/4 h 熱處理制度對(duì)試樣進(jìn)行去應(yīng)力退火熱處理，試樣線切割后，一部分用于沉積態(tài)的微裂紋、組織及拉伸性能分析，另一部分按照 （1175±10） ℃/160 MPa/2 h 的制度對(duì)試樣進(jìn)行熱等靜壓處理，熱等靜壓后使用掃描電子顯微鏡 （Scanning electron microscope，SEM）、透射電子顯微鏡（Transmission electron microscope，TEM）等手段對(duì)微裂紋、組織及拉伸性能進(jìn)行分析。

表2 GH3230 高溫合金SLM 工藝參數(shù)Table 2 SLM process parameters of GH3230 superalloy

圖2 取樣方向及拉伸試樣示意圖（mm）Fig.2 Schematic diagram of sampling direction and tensile specimen (mm)

根據(jù)國(guó)標(biāo)GB/T 228.1—2021《金屬材料 拉伸試驗(yàn)》，將熱等靜壓前后兩組GH3230 試棒加工成直徑5 mm的標(biāo)準(zhǔn)棒狀拉伸試樣，如圖2 （b）所示，其中XY方向和Z方向的試棒各3 個(gè)。使用電子萬(wàn)能材料試驗(yàn)機(jī)對(duì)標(biāo)準(zhǔn)棒狀拉伸試樣在XY方向和Z方向進(jìn)行室溫拉伸性能測(cè)試，所得拉伸性能數(shù)據(jù)為3 個(gè)試樣的平均值。采用金相顯微鏡 （OM）、SEM和TEM 等分析手段對(duì)沉積態(tài)和熱等靜壓態(tài)組織進(jìn)行觀察分析，采用掃描電子顯微鏡對(duì)拉伸斷口進(jìn)行觀察。

2 結(jié)果與討論

2.1 微裂紋

2.1.1 沉積態(tài)微裂紋

圖3 給出激光選區(qū)熔化增材制造GH3230 高溫合金的沉積態(tài)凝固微裂紋特征。可以看出，激光選區(qū)熔化增材制造GH3230 高溫合金沉積態(tài)微裂紋在XOY截面呈現(xiàn)龜裂特征，裂紋的長(zhǎng)度和寬度變化范圍較大，能譜分析顯示裂紋位置存在合金元素含量突變，表明在現(xiàn)有工藝條件下存在大量凝固微裂紋。這些凝固微裂紋的形成主要是因?yàn)閃、Mo、Cr 等合金元素偏析，使激光選區(qū)熔化過(guò)程中熔池凝固，從而導(dǎo)致液膜裂紋的形成。在ZOY截面，激光選區(qū)熔化增材制造GH3230 高溫合金沉積態(tài)微裂紋呈現(xiàn)線狀，這表明這些凝固微裂紋沒(méi)有貫穿。

圖3 激光選區(qū)熔化增材制造GH3230 高溫合金的沉積態(tài)微裂紋特征Fig.3 Characteristics of deposited micro-cracks of GH3230 superalloy fabricated by SLM

2.1.2 熱等靜壓態(tài)微裂紋

熱等靜壓之后，激光選區(qū)熔化增材制造GH3230 高溫合金部分微裂紋可以消除，部分較長(zhǎng)的微裂紋難以消除，而且裂紋寬度變小，但保留了沉積態(tài)微裂紋的分布特征，如圖4 所示。與基體相比，能譜分析顯示其裂紋位置存在合金元素含量突變，微裂紋內(nèi)的Ni 和Cr 合金元素大幅降低，W 和Mo 以及Fe 元素也降低。另外，在微裂紋尖端附近存在一些析出碳化物。這表明若激光選區(qū)熔化增材制造GH3230 高溫合金的沉積態(tài)裂紋較寬且較長(zhǎng)，熱等靜壓無(wú)法完全消除該類型的微裂紋。

圖4 激光選區(qū)熔化增材制造GH3230 高溫合金的熱等靜壓態(tài)微裂紋特征Fig.4 Characteristics of HIPed micro-cracks of GH3230 superalloy fabricated by SLM

對(duì)于激光選區(qū)熔化增材制造GH3230 高溫合金微裂紋，由于激光增材制造過(guò)程伴隨高溫度梯度和高冷卻速率，合金傾向于以胞狀晶或樹(shù)枝晶方式生長(zhǎng)，凝固末期在固相區(qū)之間形成很長(zhǎng)的液相區(qū)通道，隨著溫度的繼續(xù)降低，通道中的液、固相體積不斷收縮，而枝晶間因元素偏析形成的高熔點(diǎn)碳化物及枝晶本身會(huì)阻礙液相的流動(dòng)，進(jìn)而導(dǎo)致枝晶間通道液相補(bǔ)縮不足，誘發(fā)凝固裂紋的形成。為消除微裂紋，需要從GH3230 高溫合金粉末合金成分和激光選區(qū)熔化成形工藝參數(shù)等方面協(xié)同解決。由于熱等靜壓之后仍然存在微裂紋特征，為確保激光選區(qū)熔化增材制造高溫合金GH3230 的冶金質(zhì)量，仍然需要對(duì)GH3230 高溫合金粉末和成形工藝參數(shù)進(jìn)行優(yōu)化以獲得裂紋少或無(wú)裂紋GH3230 高溫合金制件。

2.2 組織

2.2.1 沉積態(tài)組織

圖5 給出了激光選區(qū)熔化增材制造GH3230 高溫合金的沉積態(tài)組織特征和TEM 精細(xì)組織及合金元素分布?？芍?，激光選區(qū)熔化增材制造GH3230 高溫合金的沉積態(tài)組織為快速凝固組織，在ZOY界面能夠觀察到穿越相鄰層的晶粒，呈現(xiàn)明顯的外延生長(zhǎng)，在晶粒內(nèi)部存在納米尺度的片狀凝固枝晶；除粗大晶界附近，Ni、W、Mo、Cr 等合金元素在激光選區(qū)熔化增材制造GH3230 高溫合金的沉積態(tài)基本呈現(xiàn)均勻分布，而在粗大晶界附近的W、Mo、Cr 等合金元素含量比基體部位偏高，激光選區(qū)熔化增材制造GH3230 高溫合金熔池快速凝固過(guò)程中，W、Mo、Cr 等合金元素固溶于Ni 基體中，在熔池邊界或粗大晶界附近存在少量的W、Mo、Cr 等合金元素偏析現(xiàn)象。

圖5 激光選區(qū)熔化增材制造GH3230 高溫合金的沉積態(tài)組織及合金元素分布Fig.5 Distribution of deposited structure and alloying elements of GH3230 superalloy fabricated by SLM

2.2.2 熱等靜壓態(tài)組織

圖6 給出了激光選區(qū)熔化增材制造GH3230 高溫合金的熱等靜壓態(tài)組織特征和TEM 精細(xì)組織及合金元素分布?？芍?，激光選區(qū)熔化增材制造GH3230 高溫合金的熱等靜壓態(tài)組織仍然保留沉積態(tài)的晶界形貌特征，在晶界和晶內(nèi)均析出大量的二次碳化物，而晶界附近的二次碳化物顆粒尺寸偏大。Ni 元素含量在碳化物析出的部位明顯降低，而W、Mo、Cr 等合金元素含量在碳化物析出位置明顯升高。

熱等靜壓處理不僅去除激光選區(qū)熔化過(guò)程中由于熔體快速凝固所產(chǎn)生的熱應(yīng)力，而且高溫加熱使γ 固溶體固溶度下降，TCP 相溶解，原子擴(kuò)散獲得了驅(qū)動(dòng)力，并在緩慢冷卻的過(guò)程中發(fā)生了碳化物的形核、長(zhǎng)大；與沉積態(tài)組織相比，熱等靜壓態(tài)組織中析出了大量的碳化物第二相。在熱等靜壓的過(guò)程中，元素發(fā)生了擴(kuò)散，并在緩慢冷卻的過(guò)程中發(fā)生了溶質(zhì)元素析出以及碳化物轉(zhuǎn)變，并且由于組成元素的偏析現(xiàn)象減弱沒(méi)有析出TCP 相。晶內(nèi)的析出物呈現(xiàn)細(xì)小的顆粒狀，分布位置較為分散，并對(duì)位錯(cuò)產(chǎn)生了釘扎作用，對(duì)于位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)能夠起到阻礙作用，有利于材料性能的提高。而晶界處析出的大尺寸脆性析出物分布不均勻，尤其三角晶界處粗大析出物，可降低強(qiáng)度、韌性等力學(xué)性能，后續(xù)需要通過(guò)固溶處理改善析出物的分布。

2.2.3 拉伸性能

表3 給出了熱等靜壓前后激光選區(qū)熔化成形GH3230 的室溫拉伸性能。沉積態(tài)試樣兩個(gè)方向的性能出現(xiàn)了明顯的差異，根據(jù)沉積態(tài)微裂紋特征，在XOY面上存在大量的裂紋，加載載荷的時(shí)候裂紋快速擴(kuò)展，從而使XY方向拉伸性能大大低于Z方向試樣。熱等靜壓不僅導(dǎo)致大部分微裂紋彌合變窄、變短，甚至消除小尺寸微裂紋和氣孔，而且在熱等靜壓過(guò)程中發(fā)生了柱狀晶向等軸晶的組織轉(zhuǎn)變，析出大量的二次碳化物抑制微裂紋擴(kuò)展。與沉積態(tài)XY方向拉伸性能相比，熱等靜壓態(tài)XY方向拉伸性能大幅提高。另外，第二相析出導(dǎo)致基體中合金元素含量減少，基體強(qiáng)度降低，使熱等靜壓后試樣的屈服強(qiáng)度有所降低。

表3 熱等靜壓前后激光選區(qū)熔化成形GH3230 的室溫拉伸性能Table 3 Tensile properties of GH3230 fabricated by SLM before and after HIP

圖7 和8 分別是激光選區(qū)熔化增材制造GH3230 高溫合金的沉積態(tài)與熱等靜壓態(tài)拉伸斷口。由圖7可知，沉積態(tài)XY方向試樣斷口呈現(xiàn)多層級(jí)、網(wǎng)狀式斷裂，晶內(nèi)斷口部位存在納米級(jí)少量析出物；沉積態(tài)Z方向拉伸斷口呈現(xiàn)泥巴干裂塊式的斷口特征，而且存在大量的裂紋，這與XY方向截面微裂紋分布特征相一致。熱等靜壓后，XY方向試樣斷口呈現(xiàn)部分多層級(jí)斷裂，晶內(nèi)斷口部位存在大量的析出物，而且存在大量的韌窩及撕裂棱，屬于韌性斷裂特征；與沉積態(tài)Z方向拉伸斷口相比，熱等靜壓態(tài)Z方向拉伸斷口仍然呈現(xiàn)泥巴干裂塊式的斷口特征，仍然存在微裂紋，且塊內(nèi)存在大量韌窩，如圖8 所示。

圖7 激光選區(qū)熔化成形GH3230 高溫合金的沉積態(tài)拉伸斷口特征Fig.7 Deposited tensile fracture characteristics of GH3230 superalloy formed by SLM

圖8 激光選區(qū)熔化GH3230 高溫合金的熱等靜壓態(tài)拉伸斷口特征Fig.8 HIPed tensile fracture characteristics of GH3230 superalloy formed by SLM

根據(jù)微裂紋分布及拉伸斷口特征，圖9 給出了激光選區(qū)熔化GH3230 高溫合金拉伸試樣截面的微裂紋分布特征，可知，沿XY方向拉伸時(shí)，外加拉應(yīng)力方向與部分龜裂微裂紋面垂直，構(gòu)成了Ⅰ型裂紋，裂尖存在應(yīng)力奇異性[13]。當(dāng)應(yīng)力強(qiáng)度因子大于斷裂韌性時(shí)，有

圖9 激光選區(qū)熔化GH3230 高溫合金拉伸試樣截面的微裂紋分布示意圖Fig.9 Schematic diagram of micro-crack distribution of the cross-section of a tensile specimen of GH3230 formed by SLM

圖10 微裂紋與外加載荷方向示意圖Fig.10 Schematic diagram of micro-cracks and applied load direction

3 結(jié)論

（1）激光選區(qū)熔化增材制造GH3230 高溫合金沉積態(tài)易于存在凝固微裂紋，在XOY截面呈現(xiàn)龜裂特征，在ZOY截面呈現(xiàn)線狀，裂紋位置存在合金元素含量突變，微裂紋內(nèi)的Ni 和Cr 合金元素大幅降低，W 和Mo 及Fe元素也降低；熱等靜壓可消除小尺寸微裂紋和氣孔，僅能使大尺寸微裂紋彌合變窄、變短，呈現(xiàn)沉積態(tài)微裂紋分布特征；若消除微裂紋，需從粉末化學(xué)成分及激光選區(qū)熔化成形工藝參數(shù)等方面協(xié)同解決微裂紋問(wèn)題。

（2）激光選區(qū)熔化增材制造GH3230 高溫合金沉積態(tài)組織為W、Mo、Cr 等合金元素固溶強(qiáng)化的γ 固溶體快速凝固組織；熱等靜壓促使W、Mo、Cr 等合金元素優(yōu)先在晶界附近析出二次碳化物，晶界碳化物尺寸大于晶內(nèi)析出的碳化物尺寸，晶內(nèi)碳化物呈現(xiàn)彌散分布；這些碳化物對(duì)激光選區(qū)熔化增材制造GH3230高溫合金基體形成一定的強(qiáng)化作用，而且可釘扎晶界，約束晶粒長(zhǎng)大，提高合金組織熱穩(wěn)定性。

（3）激光選區(qū)熔化增材制造GH3230 高溫合金沉積態(tài)XY方向截面凝固微裂紋呈現(xiàn)干泥巴式龜裂分布，沿著XY方向拉伸時(shí)，外加拉應(yīng)力方向與部分龜裂微裂紋面垂直，構(gòu)成了Ⅰ型裂紋，裂尖存在應(yīng)力奇異性，使XY方向抗拉強(qiáng)度及延伸率降低，Z方向截面微裂紋對(duì)拉伸強(qiáng)度和延伸率影響較?。粺岬褥o壓促使析出大量二次碳化物、減小大尺寸微裂紋、消除小尺寸微裂紋及氣孔，可大幅改善XY方向拉伸強(qiáng)度及延伸率。