均勻化處理對激光選區熔化GH3536 和GH4169 合金組織和顯微硬度的影響

耿 碩,張冬云*,李健民,儀登豪,池煜璟,黃 帥,張學軍

（1.北京工業大學 物理與光電工程學院，北京 100124；2.北京市數字化醫療 3D 打印工程技術研究中心，北京 100124；3.中國航發北京航空材料研究院，北京 100095）

航空發動機被譽為現代工業“皇冠上的明珠”，集中體現了國家工業基礎和綜合國力，而高溫合金從開始研發就廣泛用于航空發動機，可以說航空發動機與高溫合金一直相伴而行。高溫合金通常指以鎳、鈷、鐵等元素為基體，能在高達600 ℃及以上溫度承受應力，并具有抗氧化與抗腐蝕能力的合金[1-2]。雖然高溫合金種類繁多，但應用最廣泛的還是鎳基高溫合金，根據強化機制的不同，高溫合金可以分為固溶強化型、沉淀強化型和晶界強化型三類[3-4]。GH3536 和GH4169 分別是固溶強化型合金和沉淀強化型合金的典型代表。

GH3536（Hastelloy X）是一種固溶強化型鎳基高溫合金，含有較高的Fe 元素。該合金主要由Cr和Mo 等元素進入基體形成固溶強化，其具有優良的加工性能和高溫氧化性能。在900 ℃以下，GH3536合金具有中等的持久和蠕變強度，可在1090 ℃短時間工作[5]。GH4169（Inconel 718）是一種沉淀強化型高溫合金，主要強化相為面心立方結構的γ′（Ni3（Al，Ti））以及體心四方結構的γ″（Ni3Nb）。GH4169 合金的屈服強度、抗拉強度、持久性能、抗蠕變能力都非常優異，而且還具有良好的耐腐蝕、抗輻射以及良好的焊接性能，該合金在650 ℃以下能夠長期服役[6]。這兩種合金常用于制造在高溫環境下使用的航空發動機燃燒室、飛行器擋板、蜂窩結構隔熱層等結構件和承力件。然而，傳統成形工藝設計局限大，工藝適應性不高，難以滿足航空航天等領域復雜高性能構件的要求。此外，焊接和鑄造過程中合金的金屬液體流動性差，導致材料性能低，GH3536 合金鍛造過程加工硬化會導致加工過程中刀具嚴重磨損，效率低且成本高。因此，尋找一種設計自由度大且成形效率高的工藝至關重要。

激光選區熔化（selective laser melting，SLM）技術是增材制造技術中最具潛力的技術之一，其利用高能激光束作為能量源，依據三維計算機制圖切片模型中規劃好的掃描路徑選擇性熔化鋪設到基板上的金屬粉末床，隨著液態金屬的凝固，逐層疊加形成三維實體構件。該工藝無須使用復雜的配套設施，如模具、夾具等，成形工序簡單，可成形精密的復雜結構件，并且不受三維模型幾何形狀的限制[7-10]。所以SLM 工藝應用在航空發動機制造領域上具有顯著優勢，因此探究SLM 工藝成形高性能GH3536、GH4169 合金具有重要的工程意義。

科研人員對SLM 成形GH3536 合金和GH4169合金的缺陷、組織和力學性能做了一些研究，并取得了一定的研究進展。Tomus 等[11]研究發現，SLM 成形 Hastelloy X 合金中的孔隙是在熔池之間形成的。通過降低激光掃描速度，可以減少孔隙的含量，而增加合金中Mn、Si、S 和C 等含量會降低Hastelloy X 合金的結晶溫度，促進裂紋的形成。李勇[12]研究了GH3536 合金 SLM 成形過程，發現隨體能量密度的增加，合金中的微裂紋逐漸增多。肖來榮等[13]對SLM 成形的 GH3536 合金進行了熱等靜壓和固溶處理，發現在成形態組織中，可觀察到熔池形貌、柱狀晶及晶內的胞晶結構，而無析出物。雖然熱等靜壓可以有效愈合缺陷、消除熔池和枝晶，但是會導致M23C6沿晶界連續析出。固溶處理后，大量碳化物會回溶，從而顯著提高伸長率。Parimi 等[14]研究了激光功率對 Inconel 718 合金枝晶生長及晶體學織構的影響，結果表明在高功率下可以獲得定向纖維織構的柱狀晶組織。Zhang等[15-16]研究發現，SLM 成形的IN718 合金經過1080 ℃+980 ℃雙固溶處理后，試樣基體中彌散析出的 γ′、γ″強化相和晶界析出的 δ 相可以顯著提高合金的高溫力學性能。

上述研究為SLM 成形GH3536、GH4169 合金的工藝參數和后續熱處理提供了參考依據，但目前有關不同溫度和時間均勻化處理對SLM 成形GH3536、GH4169 合金組織演變和晶粒尺寸變化的研究較少。由于SLM 技術獨特的成形工藝，合金在沿成形方向和沿激光掃描方向經歷了不同的熱循環，導致其組織不同于傳統成形工藝，需要探究適用于SLM 的熱處理制度。為此，本工作研究SLM 工藝制備GH3536、GH4169 合金的缺陷特征、微觀組織以及不同溫度和時間均勻化處理對組織演變、平均晶粒尺寸及顯微硬度的影響。

1 實驗材料與方法

1.1 實驗材料

實驗材料是由中國航發北京航空材料研究院制備的GH3536、GH4169 粉末，如圖1 所示，兩種粉末粒度分布均勻，球形度較高，衛星球少，粒徑分布在15～60 μm 之間，表1 為GH3536 合金粉末化學成分，表2 為GH4169 合金粉末化學成分。

表1 GH3536 合金粉末化學成分（質量分數/%）Table 1 Chemical composition of GH3536 alloy powder（mass fraction/%）

表2 GH4169 合金粉末化學成分（質量分數/%）Table 2 Chemical composition of GH4169 alloy powder（mass fraction/%）

圖1 合金粉末形貌和粒徑分布（a）GH3536；（b）GH4169Fig.1 Morphologies and particle size of alloy powders（a）GH3536；（b）GH4169

1.2 實驗方法

激光選區熔化設備為EOS-M290，該設備配有最大功率400 W 的固體光纖激光器，并具有250 mm×250 mm×325 mm 的成形空間。GH3536 合金的成形參數為激光功率280 W、掃描速度1250 mm/s、掃描間距110 μm 以及鋪粉厚度40 μm。GH4169合金的成形參數為激光功率270 W、掃描速度1100 mm/s，掃描間距110 μm 以及鋪粉厚度40 μm。兩種合金的激光掃描策略如圖2 所示，采用條紋狀掃描方式，并且相鄰兩層激光掃描方向旋轉 67°。整個成形過程在高純氬氣氛圍（99.999%）中進行，以免金屬氧化與氮化的問題。

圖2 激光掃描策略示意圖Fig.2 Schematic diagram of laser scanning strategy

SLM 成形的試樣顯微組織形貌與傳統加工工藝存在顯著差異，成形態試樣晶粒極為細小，且試樣內部熱應力大，易發生變形，需采用合適的熱處理調控其顯微組織與析出相，使其滿足使用要求。采用HT40/17 設備對成形態GH3536、GH4169 合金進行均勻化熱處理，參考《中國航空材料手冊》制定本實驗的熱處理工藝，升溫速率10 ℃/min，冷卻方式為爐冷，表3 為GH3536 和GH4169 合金的均勻化熱處理方案。

表3 SLM 成形 GH3536 和GH4169 合金采用的熱處理制度Table 3 Heat treatment processes used in SLM forming GH3536 and GH4169 alloy

金相試樣依次經打磨、拋光和腐蝕處理，GH3536 試樣的腐蝕液為王水（HNO3∶HCl=1∶3），GH4169 試樣的腐蝕液為Kallings 試劑（100 mL C2H5OH+100 mL HCl+5 g CuCl2），腐蝕后的試樣在OLYPMUS-DP72 型光學顯微鏡下進行宏觀組織觀察并拍照，用場發射掃描電鏡Quanta 650（配備EDS 能譜儀）進行微觀組織觀察，對選定區域進行成分分析。用Nano measurer 軟件對OM、SEM、TEM 等圖片中微納米尺度下的長度、直徑和孔徑等尺寸統計分析，依據GB/T 6394—2017《金屬平均晶粒度測量方法》用該軟件對熱處理后的GH3536、GH4169 合金的晶粒尺寸進行測量。使用HXD-1000TMC/LCD 自動轉塔顯微維氏硬度計測量試樣的維氏硬度（HV），載荷設定為1.96 N，加載時間為15 s，測試時在試樣的不同位置取10 個測試點，相鄰測試點間距不低于0.1 mm，去掉測試結果最大值和最小值，剩余硬度值取平均值。

2 結果與分析

2.1 成形態組織

圖3 為成形態GH3536 合金的宏觀形貌圖，圖4 為成形態GH4169 合金的宏觀形貌圖。定義垂直于成形方向的平面為XY面，平行于成形方向的平面為XZ面。在兩種合金的XZ面上，出現了大量半圓形熔池形貌；而在XY面上，呈現出激光掃描熔道形貌，同一沉積層間的熔道相互平行，上下兩個打印層之間由于掃描策略使得掃描路徑發生旋轉從而相互交叉，測量交角為67°。如圖3 所示，成形態GH3536 合金XY和XZ平面均存在大量缺陷，包括孔洞（氣孔、未熔合）和裂紋。試樣沿成形方向存在更多裂紋，長裂紋貫穿熔池，已有文獻報道此類裂紋屬于凝固裂紋[17-18]。如圖4 所示，無論XY平面還是XZ平面，成形態GH4169 合金的表面成形質量良好，除了氣孔外，沒有發現如未熔合、裂紋等其他缺陷。

圖3 SLM 成形GH3536 合金OM 圖（a），（b）XZ 平面；（c），（d）XY 平面Fig.3 OM images of SLM GH3536 alloy（a），（b）XZ planes；（c），（d）XY planes

圖4 SLM 成形GH4169 合金OM 圖（a），（b）XZ 平面；（c），（d）XY 平面Fig.4 OM images of SLM GH4169 alloy（a），（b）XZ planes；（c），（d）XY planes

圖5 為成形態GH3536 和GH4169 合金的微觀組織。兩種合金的扇形熔池（圖5（a）、（e））主要由細小的胞狀晶和枝晶構成，且柱狀晶貫穿多個熔池。在SLM 成形過程中，金屬粉末在高能激光束的作用下快速熔化，激光照射區域的溫度急劇上升，同時熔池的冷卻速度極快，導致晶粒生長處于非平衡狀態，凝固界面前沿的枝晶逆著最大溫度梯度的方向外延生長[19]。觀察成形態GH3536 合金的微觀組織，發現裂紋（圖5（b））沿晶界擴展，裂紋兩側細小的亞晶粒擇優取向不同，并且可以明顯看出裂紋方向呈一致性，有沿成形方向（垂直于熔池底部）分布的趨勢[20]。由于熔池是半圓形，熔池下端存在非重合區域，裂紋由熔池搭接區域處萌生向熔池非重合區域擴展，熔池搭接區經過熱循環的反復作用，殘存的熱應力較大，可以為裂紋萌生提供足夠的驅動力。另外，在凝固收尾階段，固態接近100%，而剩余液態GH3536 無法充分凝固導致的內部空隙形成液膜分離，這與液化裂紋的液膜分離不同，液化裂紋的液膜來自低熔點共晶，并且優先發生在大角度晶界處。未熔合（圖5（c））的形狀不規則，多出現在熔合線的邊界附近，由于激光束呈高斯分布，在熔池邊界處的激光能量密度可能不足，而且熔池邊界處于高溫熔池和低溫固態材料之間的過渡區域，當熔池邊界處的溫度變化較大時，金屬流動差不能完全填充前一層的縫隙，會使未熔合的現象更容易發生。氣孔（圖5（d））隨機出現在層內，無明顯分布規律，可能是材料熔化時吸收了過多的氣體或者沒有完全排除氣泡而產生的[21]。另外，在成形態GH4169 合金中，組織細小且均勻，觀察到了少量的Laves 相，如圖5（f）所示，Laves 相屬于脆性偏析相，會對材料的力學性能產生影響。類似的現象在其他學者的研究中同樣被發現，Zhang 等[16]用SLM 成形Inconel 718 合金時，在成形態試樣中的枝晶間通過 TEM 明場相觀察發現了Laves 相。

圖5 SLM 成形GH3536 和GH4169 合金的顯微組織（a）～（d）GH3536 ；（e），（f）GH4169Fig.5 Microstructures of SLM GH3536 and GH4169 alloy（a）-（d）GH3536；（e），（f）GH4169

2.2 熱處理態組織

圖6 為不同溫度、保溫時間均勻化熱處理后GH3536 合金XZ面的組織形貌。在均勻化熱處理后，GH3536 合金中熔池消失，枝晶全部溶解，細小的晶粒合并長大為等軸晶。GH3536 合金晶粒分布表現為交替排列的粗等軸晶區與細等軸晶區，呈“棋盤狀”分布。大晶粒占據“棋格”位置，小晶粒圍繞大晶粒出現，如圖6（b-2）所示，這種現象的主要原因是SLM 成形過程中，在重熔區的金屬經歷了多次熔化和凝固過程，導致變形應力分布不均，經過均勻化處理后，殘余應力釋放，為重熔區的晶粒形核提供畸變能[22]。同時，當均勻化溫度高于1190 ℃時，GH3536 合金生成退火孿晶（圖6（d-3）），從而提高合金強塑性。隨均勻化溫度的提高和保溫時間的延長，晶粒內部短棒狀析出相的數量減少。在均勻化溫度為1220 ℃和1250 ℃時，晶粒內析出相明顯減少，并隨著保溫時間的延長幾乎全部消失。

圖6 不同溫度和保溫時間處理GH3536 合金OM 圖XZ 面形貌（a）1130 ℃；（b）1160 ℃；（c）1190 ℃；（d）1220 ℃；（e）1250 ℃；（1）1 h；（2）2 h；（3）4 hFig.6 OM images of GH3536 alloy XZ planes after heat treatment at different temperatures for different time（a）1130 ℃；（b）1160 ℃；（c）1190 ℃；（d）1220 ℃；（e）1250 ℃；（1）1 h ；（2）2 h ；（3）4 h

圖7（a）～（f）為不同溫度下均勻化處理2 h 后GH3536 合金的顯微組織，結果顯示，在每個試樣的晶界處都觀察到了灰白色的析出相，同時晶內也有少量的灰白色相存在。隨均勻化溫度的升高，晶內的灰白色析出相逐漸減少。當均勻化溫度升至1250 ℃時，幾乎無法觀察到晶內的析出相，析出相集中在晶界附近。通過對晶界和晶內的灰白色析出物進行EDS 分析（圖7（g），（h）），發現兩種析出物成分相似，均富含Cr 元素，結合文獻分析[23-24]，判定這種析出相為M23C6型碳化物。成形態GH3536合金基體固溶的Cr、Mo 等元素合金化效果好，這些元素溶入基體晶格中，原子間相互作用產生晶格畸變，晶格畸變會阻礙位錯運動，限制滑移的進行。均勻化處理后，部分元素析出，和C 原子形成碳化物，同時晶格畸變減弱，位錯運動的阻礙程度降低，SLM 過程中積累的應力得到釋放。

圖7 不同均勻化溫度保溫2 h 后GH3536 合金SEM 圖（a）1130 ℃；（b）1160 ℃；（c）1190 ℃；（d）1220 ℃；（e）圖7（b）中局部放大圖；（f）1250 ℃；（g）Spot 1 能譜；（h）Spot 2 能譜Fig.7 SEM images of GH3536 alloy after heat treatment at different temperatures for 2 hours（a）1130 ℃；（b）1160 ℃；（c）1190 ℃；（d）1220 ℃；（e）enlargement of Fig.（b）；（f）1250 ℃；（g）EDS of Spot 1；（h）EDS of Spot 2

圖8 為不同溫度和保溫時間均勻化熱處理后GH4169 合金XZ面的組織形貌。均勻化熱處理后，原始成形態的GH4169 合金熔池形貌消失，細小的枝晶合并長大，組織明顯奧氏體化，且晶界不明顯，這與晶界上的析出相有關。與前文熱處理后得到GH3536 合金類似，晶粒呈“棋盤狀”分布。GH4169 合金均勻化處理后晶粒內部出現了更多平行的孿晶結構，1200 ℃熱處理后GH4169 合金中孿晶明顯減少。GH4169 合金層錯能較低，在熱處理后新相析出形核的過程中會伴有大量的層錯生成，層錯會形成孿晶。相較于其他熱處理制度，1200 ℃熱處理后GH4169 合金中孿晶明顯減少。隨著均勻化溫度的提高和保溫時間的延長，GH4169合金的晶粒逐漸長大，晶界也由原來的平直逐漸變曲折，等軸化趨勢顯現，晶內成分更加均勻化。1200 ℃熱處理后GH4169 合金中孿晶明顯減少。

圖8 不同溫度和保溫時間處理GH4169 合金XZ 面OM 圖形貌（a）1080 ℃；（b）1120 ℃；（c）1160 ℃；（d）1200 ℃；（1）1 h ；（2）2 h；（3）4 hFig.8 OM images of GH4169 alloy XZ planes after heat treatment at different temperatures for different time（a）1080 ℃；（b）1120 ℃；（c）1160 ℃；（d）1200 ℃；（1）1 h；（2）2 h；（3）4 h

進一步對不同溫度均勻化處理2 h 后GH4169試樣進行SEM 分析，如圖9 所示，均勻化處理后，GH4169 合金內部Laves 相或偏析均充分溶解，有白亮色的相析出，EDS 檢測發現，白亮色析出相中Nb 和C 的含量居高，結合文獻分析，分析為NbC析出，未發現強化相γ′和γ″。成形態GH4169 合金經過均勻化處理后，大部分Laves 相溶解進基體，Nb 元素大量釋放，在保溫階段與C 原子形成碳化物在晶界和晶內析出，而γ′和γ″相的析出溫度較低，均勻化溫度超出兩者的析出溫度區間，γ′和γ″相不會析出。γ′和γ″相會對位錯的運動產生阻礙作用，其形態、數量及分布都會影響材料性能[25-26]。隨著均勻化溫度的增加，在晶界上的析出相明顯增多。當均勻化溫度為1080 ℃時，晶內有顆粒狀的析出相彌散分布，晶界上的析出相較少。當均勻化溫度升到1120 ℃時，相較于前者晶界上析出量更多，析出相更加均勻連續，說明均勻化程度明顯提高。當均勻化溫度提升至1160 ℃時，晶界上的球狀析出相長大明顯。當均勻化溫度提升至1200 ℃時，晶界上的析出相尺寸最大。

圖9 不同均勻化溫度保溫2 h 后GH4169 合金的SEM 圖（a）1080 ℃；（b）1120 ℃；（c）1160 ℃；（d）1200 ℃；（e）Spot 1 能譜Fig.9 SEM images of GH4169 alloy after heat treatment at different temperatures for 2 hours（a）1080 ℃；（b）1120 ℃；（c）1160 ℃；（d）1200 ℃；（e）EDS of Spot 1

2.3 均勻化處理后合金平均晶粒尺寸

圖10 為不同均勻化制度對GH3536 和GH4169合金晶粒尺寸的影響。由圖10（a）可以發現，隨著均勻化溫度的提高和保溫時間延長，GH3536 合金晶粒尺寸逐漸增大。均勻化溫度為1130 ℃和1160 ℃時，GH3536 合金的晶粒尺寸較小，約為50～70 μm；在1190 ℃，4 h 的熱處理制度下，晶粒尺寸顯著增大。相比保溫1、2 h，晶粒尺寸增加到90 μm左右；在1220 ℃和1250 ℃下，晶粒尺寸急劇增大，尺寸集中在90～100 μm。由圖10（b）可以看出，與GH3536 合金一致，隨著均勻化溫度的升高，GH4169 合金晶粒逐步長大，保溫時間的延長，晶粒大小也呈現增大的趨勢。由于GH4169 熱處理后出現了大量的退火孿晶，導致平均晶粒尺寸較小，1080 ℃、1 h 熱處理后晶粒尺寸小于60 μm，1200 ℃、2 h 和1200 ℃、4 h 熱處理后晶粒尺寸大于80 μm。

圖10 不同溫度和保溫時間均勻化處理后兩種合金晶粒尺寸（a）GH3536；（b）GH4169Fig.10 Grain size of the two alloys after heat treatment at different temperatures for different time（a）GH3536；（b）GH4169

2.4 顯微硬度

圖11 為均勻化處理后GH3536 和GH4169 合金的顯微硬度。從圖11（a）可以看出，成形態GH3536 合金的平均硬度為262HV。在經過均勻化處理后，所有試樣硬度均在 178～200HV 之間，并且隨均勻化溫度的升高，GH3536 合金的硬度呈下降趨勢。在經過均勻化處理后，GH3536 試樣硬度下降的原因主要有兩方面：第一，GH3536 合金晶粒尺寸變大，晶內存在許多細小枝晶合并長大為等軸晶，細晶強化作用減弱；第二，均勻化處理后，合金內部位錯塞積纏繞作用減弱。

圖11 不同溫度和保溫時間均勻化處理兩種合金的維氏硬度（a）GH3536；（b）GH4169Fig.11 Vickers hardness of the two alloys after heat treatment at different temperatures for different time（a）GH3536；（b）GH4169

從圖11（b）可以看出，成形態GH4169 的平均硬度為313HV。與GH3536 合金相比，經過均勻化熱處理后的GH4169 合金硬度顯著增大，在430～450HV 之間。GH4169 合金硬度變化不同于GH3536合金，GH4169 合金屬于沉淀強化型高溫合金，熱處理隨爐冷卻過程中，枝晶間少量的脆性 Laves 相逐步溶解，不同程度析出的NbC 分布于基體中，NbC 具有較高的硬度，彌散分布起到細化強化釘扎位錯的作用，使合金硬度得到升高。隨著均勻化溫度和保溫時間的增加，晶粒度升高，同時NbC 的析出量增多，二者均使硬度值有不同程度的提升。

3 結論

（1）成形態GH3536 合金中存在較多缺陷（氣孔、裂紋、未熔合），其中裂紋沿成形方向分布，未熔合主要分布在熔合線附近；成形態GH4169 合金中存在少量隨機分布氣孔，無明顯其他缺陷，且結合良好。兩種合金的掃描熔道（XY面）和魚鱗狀熔池（XZ面）清晰可見，由細小枝晶組成的柱狀晶貫穿熔池生長。

（2）經均勻化處理后，GH3536 和GH4169 合金組的熔池和熔道形貌消失，均勻化程度提高，晶粒發生再結晶后長大為等軸晶，且出現孿晶組織。GH3536合金微觀組織中晶界和晶內有灰白色M23C6析出，隨著均勻化溫度升高呈現減少的趨勢；GH4169 合金微觀組織中晶界和晶內有白色的NbC 析出，隨著均勻化溫度升高有所減少。

（3）隨著均勻化溫度升高和保溫時間延長，GH3536、GH4169 合金的晶粒不斷長大。其中，GH3536 合金的晶粒尺寸從1130 ℃，1 h 的48.5 μm增大到1250 ℃，4 h 的100.9 μm，同比增大了106.8%。GH4169 的晶粒尺寸從1080 ℃，1 h 時的57 μm 增大到1200 ℃，4 h 時的87.4 μm，同比增加了53.3%。

（4）與成形態相比，GH3536 合金經過均勻化處理后顯微硬度下降明顯，由原來262HV 下降到180～190HV 左右，隨均勻化溫度提高和保溫時間延長，顯微硬度略微下降。與之相反，GH4169 合金經過均勻化處理后硬度提高。當均勻化溫度為1080，1120，1160，1200 ℃時，均勻化熱處理后試樣的顯微硬度均保持在430～450HV 左右，明顯高于成形態試樣的313HV。