激光增材制造鎳基高溫合金拉伸性能研究

來(lái)源： 材料熱處理工程師

采用激光增材和傳統(tǒng)鑄造法制備了一種鎳基高溫合金,，并通過(guò)掃描電鏡觀察了熱處理后兩種狀態(tài)合金的微觀組織結(jié)構(gòu),，測(cè)試了從室溫到1000 ℃時(shí)試樣的拉伸性能,，觀察了試樣斷口特征。結(jié)果表明,，激光增材制造的合金組織較不均勻,，枝晶干區(qū)域內(nèi)沉淀相較規(guī)則，而枝晶間區(qū)域沉淀相形貌粗大且不規(guī)則,，且抗拉強(qiáng)度和塑性略低于普通鑄造法制備的合金,。室溫條件下，激光增材和普通鑄造試樣均以解理斷裂為主,；中溫拉伸斷裂時(shí),，二者均以剪切斷裂為主；高溫拉伸斷裂時(shí)，二者均以微孔聚集型斷裂為主,。應(yīng)優(yōu)化激光增材制造熱處理工藝,，提高合金內(nèi)部組織均勻性，改善其強(qiáng)度和塑性,。

１ 試驗(yàn)材料和方法
所用 合 金 為 Ｎｉ－Ａｌ－Ｔａ－Ｍｏ－Ｗ－Ｃｒ－Ｔｉ－Ｃｏ系 高 溫 合金,，同時(shí)加入了 一 定量的 Ｂ 元素用于強(qiáng)化合金內(nèi)的晶界，其具體成分見(jiàn)表１,。首先采用真空感應(yīng)熔煉法熔煉出設(shè)計(jì)成分的合金錠,，再分別采用傳統(tǒng)高速水冷定向凝固法和激光增材制造法制備出兩組試樣，為了便于區(qū)分,，將兩組試樣分別表示為 ＤＺ９８Ｍ 和 ＬＥＮ９８Ｍ,。

DZ98M 合金采用ZGG－0.00２型普通工業(yè)用定向凝固爐制備，定向凝固速率為 ５ ｍｍ／ｍｉｎ,，真空度為0.02Ｐａ,，制備的試棒尺寸為φ15ｍｍ×200ｍｍ。采用氬氣超聲霧化方法將 LEN98Ｍ 合金錠制備成近球形顆粒,，手工篩選 出100～150目的粉 末,，采用自主研制的CO2激光增材設(shè)備制備出塊狀LEM98M合金。兩種試樣采用相同的熱處理工藝：1275 ℃×４ｈ,，空冷＋1080℃×４ｈ,，空冷＋870 ℃×２４ｈ，空冷,。

２ 試驗(yàn)結(jié)果分析

２.１ 合金熱處理態(tài)組織
圖２為兩組不同方法制備的合金熱處理后的組織,。可以看出,，傳統(tǒng)鑄造法制備的合金組織呈典型的立方體形貌（見(jiàn)圖２ａ）,，枝晶間和枝晶干處沉淀相的形貌無(wú)明顯差別，在枝晶間處可以發(fā)現(xiàn)較明顯的亞晶界結(jié)構(gòu)（見(jiàn)圖２ｂ）,。激光增材法制備的合金枝晶干處沉淀相呈現(xiàn)較為規(guī)則的立 方 體 形 貌（見(jiàn) 圖２ｃ）,，但 枝 晶 間 的 沉 淀 相形貌非常不規(guī)則，且平均尺寸較大（見(jiàn)圖２ｄ）,。

對(duì)兩組合金的沉淀相形態(tài)進(jìn)行統(tǒng)計(jì)（見(jiàn)表２）,，采用ImageＪ軟 件 對(duì) 沉淀相的平均尺寸進(jìn)行分析�,？梢钥闯�,，DZ98M 合金的枝晶干沉淀相平均尺寸與枝晶間的幾乎相同，而LEN98M 合金的枝晶間區(qū)域沉淀相平均尺寸較枝晶干處顯著增加,。

２.２ 力學(xué)性能分析
圖３為DZ98M 和 LEN98M 合金在不同溫度下的力學(xué)性能,�,？梢钥� 出，在室溫～1000 ℃范圍內(nèi),，兩組合金的抗拉強(qiáng)度不同,。在室溫～600 ℃范圍內(nèi)，二者抗拉強(qiáng)度隨溫度的變化并不明顯,；隨后 DZ98M 合金的抗拉強(qiáng)度明顯升高,，760 ℃時(shí)達(dá)到峰值，之 后隨溫度的升高逐漸降低,，直至 1000 ℃ 時(shí)達(dá)到最低值,。對(duì)于LEN98M 合金來(lái)說(shuō),，溫度高于600℃后,，其抗拉強(qiáng)度隨溫度的升高逐漸降低，并未出現(xiàn)類(lèi)似 DZ98M合金的抗拉強(qiáng)度峰值現(xiàn)象,，除此之外,，二者抗拉強(qiáng)度的測(cè)試值隨溫度變化趨勢(shì)基本一致。

從圖３中還可以看出,，屈服強(qiáng)度隨溫度的變化趨勢(shì)相似,。在室溫～600℃范圍內(nèi)，二者屈服強(qiáng)度隨溫度的升高略有降低,；隨后屈服強(qiáng)度隨溫度的升高而升高,，到760℃時(shí)達(dá)到峰值；在760～1000 ℃范圍內(nèi),，屈服強(qiáng)度隨溫度的升高而逐漸降低,，直至 1000 ℃ 時(shí)達(dá)到最低值。雖然兩組合金屈服強(qiáng)度隨溫度的變化趨勢(shì)相似,，但總體來(lái)說(shuō),，DZ98M合金的屈服強(qiáng)度高于激光增材法制備的LEN98M合金。

此外,，LEN98M合金的伸長(zhǎng)率從室 溫 到600 ℃時(shí)逐漸增加,，在600 ℃時(shí)達(dá)到最大值，但在760 ℃時(shí)其伸長(zhǎng)率明顯降低,，而后隨溫度的升高,，伸長(zhǎng)率又逐漸升高。而 DZ98M 合金的伸長(zhǎng)率隨溫度的升高而逐漸升高,。

２.３ 拉伸斷口分析
不同溫度下 DZ98M 和 LEN98M 合金的拉伸斷口形貌見(jiàn)圖４～圖７,。 DZ98M  合金的斷口表面宏觀上比較平坦，未形成明顯的剪切唇,，以解理斷裂形式為主,；斷口表面可以觀察到大量的解理小平面,，不同的解理面之間通過(guò)撕裂棱相互連接，沿垂直于應(yīng)力方向的擴(kuò)展平面相互轉(zhuǎn)換時(shí)形成了較明顯 的河流狀花樣形態(tài) （見(jiàn) 圖４ａ）,。LEN98M合金室溫拉伸斷裂后,，斷口表面宏觀形貌也比較平直，微觀上可以觀察到大量的二次裂紋,，同時(shí)斷口上也分布著大量的解理小平面和河流狀花樣條紋（見(jiàn)圖４ｂ）,。由此可見(jiàn)，室溫拉伸時(shí),，二者都是以解理斷裂為主要失效方式,。

600 ℃拉伸斷裂后，DZ98M 合金試樣邊緣出現(xiàn)了較明顯的剪切唇,，并且試樣宏觀上呈較明顯的剪切斷裂特征,，形成了較大面積的剪切平面，剪切面的方向與應(yīng)力軸方向大致呈４５°,，剪切面上也由于不同滑移面的交換轉(zhuǎn)變而形成了一定數(shù)量的撕裂棱（見(jiàn) 圖 ５ａ）,。對(duì) 于LEN98M合金來(lái)說(shuō)，其宏觀上也形成了較明顯的剪切唇,，斷口表面也主要呈剪切斷裂形態(tài)特征,，微觀上可以觀察到一定數(shù)量的解理小平面和臺(tái)階，并且有少量的二次裂紋出現(xiàn)（見(jiàn)圖５ｂ）,。

在760 ℃拉伸斷裂后,，DZ98M 合金的宏觀斷口也呈典型的剪切斷裂形貌，斷口上形成了大面積的剪切平面,，剪切平面上也出現(xiàn)了少量的撕裂棱和解理小臺(tái)階,，同時(shí)也可以觀察到一定數(shù)量的河流狀花樣條紋（見(jiàn)圖６ａ）。而該條件下的 LEN98M合金試樣 則呈較為起伏的微觀形貌,，初步判斷該形貌為沿晶斷裂特征,，且可以觀察到一定數(shù)量的二次微裂紋（見(jiàn) 圖６ｂ）。因 此,，該條件下LEN98M合金的拉伸斷裂失效形態(tài)應(yīng)為沿晶斷裂,。

在1000 ℃拉 伸 斷 裂 后，DZ98M  合金的斷口宏觀上呈較為平坦的形貌,，微觀上可以觀察到大量的韌窩和撕裂棱 ,，斷口表面塑性變形特征明 顯 （見(jiàn) 圖７ａ）。而LEN98M 合金拉伸斷裂后表面也呈較為平坦的形貌,，但其表面韌窩數(shù)量較 DZ98M 數(shù)量較少,，且其斷口表面可以觀察到較多的二次裂紋（見(jiàn)圖７ｂ）。

３ 結(jié) 論

（１）激光增材制造鎳基高溫合金組織較不均勻,，枝晶干區(qū)域內(nèi)沉淀相較規(guī)則,，而枝晶間區(qū)域沉淀相形貌粗大且不規(guī)則,；傳統(tǒng)鑄造法制備的合金內(nèi)部不同區(qū)域的微觀組織不存在較明顯的差別。

（２）激光增材制造鎳基高溫合金的抗拉強(qiáng)度和塑性略低于普通鑄造法制備的合金,，這與激光增材后試樣內(nèi)部組織結(jié)構(gòu)不均勻性有關(guān),。室溫條件下，激光增材和普通鑄造試樣均以解理斷裂為主,；中溫拉伸斷裂時(shí),，二者均以剪切斷裂為主；高溫拉伸斷裂時(shí),，二者均以微孔聚集型斷裂為主,。

（３）激光增材制造鎳基高溫合金拉伸斷口表面通常會(huì)觀察到一定數(shù)量的二次裂紋，這與試樣晶界附近沉淀相形貌不規(guī)則的組織特征有關(guān),。

（４）為了提高激光增材鎳基高溫合金的力學(xué)性能,，應(yīng)優(yōu)化其熱處理工藝，提高合金內(nèi)部組織均勻性,，改善其強(qiáng)度和塑性,。

文章引用：薛慶增,趙成磊,劉紀(jì)德等.激光增材制造鎳基高溫合金拉伸性能研究[J].特種鑄造及有色合金,2021,41(11):1350-1354.DOI:10.15980/j.tzzz.2021.11.006.