研究了激光選區(qū)熔化 GH3536 高溫合金的成形工藝及不同冷卻方式和熱處理制度下的顯微組織和高溫拉伸性能。結(jié)果表明: 隨著激光功率的增加，合金的孔隙率整體上呈先降低后增加的趨勢; 當激光功率較低時，合金的孔隙率隨掃描速度增加而升高; 當 激光功率較高時，合金的孔隙率隨掃描速度增加先降低后增加; 掃描間距為 0.11 mm 時，合金的致密度達到 99.8% 以上。優(yōu)選成形 工藝為: 激光功率 285 W，掃描速度 960 mm/ s，掃描間距 0.11 mm。1175 ℃保溫 1 h 后冷卻速度越慢，熱處理后合金的高溫伸長率 越高。爐冷時，晶界處析出連續(xù)的碳化物，使晶界強度增加，高溫塑性提高。熱等靜壓后進行 1200 ℃ 高溫固溶處理，合金的晶粒尺 寸較為均勻，原晶界處粗大斷續(xù)狀的碳化物變得連續(xù)均勻，使合金的橫縱向高溫伸長率達到 36% 以上。

GH3536化學(xué)成分

H3536 屬于固溶強化型鎳基變形高溫合金，主 要合金元素為鎳、鉻、鐵。該合金具有良好的抗氧化和 耐腐蝕性能，熱加工成形性和焊接性能較好，且在 900 ℃ 工作時，可保持中等的持久強度和蠕變強度，因此非常 適合制造 900 ℃以下長期工作的航空發(fā)動機燃燒室部件。燃燒室部件多為具有多種內(nèi)流道的復(fù)雜結(jié) 構(gòu)，內(nèi)流道的表面精度影響工作過程中流體通量。針 對這種復(fù)雜結(jié)構(gòu)，鑄造、鍛造或焊接等傳統(tǒng)加工方式存 在模具制作難度大、加工成形困難、制作成本高、生產(chǎn)周期長、原料浪費嚴重等局限。激光選區(qū)熔化成形技 術(shù)( Selective laser melting forming technology，SLM) 是對 三維實體模型切片分層后，將各層切片數(shù)據(jù)生成激光 掃描填充路徑，控制激光束沿掃描路徑逐層進行金屬 粉末的選區(qū)熔化，粉末床下降一個粉末層厚度的高度， 鋪設(shè)新的粉末，層層加工直至整個零件完成。該工 藝可實現(xiàn)零件的細微結(jié)構(gòu)、薄壁結(jié)構(gòu)、復(fù)雜內(nèi)流道的成 形，有利于多個部件的一體化成形，成形精度高，加工 周期短，非常適用航空發(fā)動機燃燒室部件的制造。但 成形過程是一個急熱急冷的過程，其成形過程必然產(chǎn) 生大的殘余應(yīng)力、橫縱向不均勻的合金組織，因此選擇 合適的激光掃描工藝參數(shù)及熱處理工藝，對成形部件 的力學(xué)性能至關(guān)重要。

隨著激光選區(qū)熔化成形技術(shù)的廣泛應(yīng)用，諸多研 究者也對高溫合金的成形進行了研究。通 過研究選區(qū)激光熔化成形 GH3536 合金的顯微組織和 拉伸性能，得到沉積態(tài)試樣的強度較傳統(tǒng)鑄造方法高，但塑性較差。研究了激光選區(qū)熔化 GH3536 合金組織對力學(xué)性能的影響，指出塊狀碳化 物分布在晶界會降低激光選區(qū)熔化 GH3536 合金室溫 塑性和高溫持久性能; 鏈狀碳化物能夠強化晶界，使合金具有較高的室溫塑性和高溫持久性能。較全面的激光選區(qū)熔化成形工藝參數(shù)和熱處理制度對 GH3536 高 溫合金力學(xué)性能的影響研究較少，本文將對比研究激 光功率、速度、掃描間距對成形質(zhì)量的影響及不同熱處 理制度對合金力學(xué)性能的影響。

GH3536 合金成形試樣孔隙率的影響，可以看出，隨著激光功率由245 W 增加到325 W， 制備試樣的孔隙率整體上呈現(xiàn)先降低后增加的趨勢。 激光功率越大，激光熱影響區(qū)域面積越大，所形成的熔 池面積越大，相應(yīng)的會有更多的粉末進入熔池，熔池寬度增加，當熔池中液態(tài)金屬表面的張力無法與其重力 平衡時將沿兩側(cè)向下流，這樣實際的單層熔覆厚度將會減小。在粉層厚度一定的情況下，激光功率為 245 W 時，功率值太低，粉末可能未完全熔化，試樣致密度降低，XY 面孔隙率達到 0.071% ; 當激光功率為 285 W 時，3 種掃描速度下，試樣的孔隙率最低為 0.018% ，此時的激光功率、掃描速度、掃描間距 3 個參數(shù)為最優(yōu)匹 配; 當激光功率為 325 W 時，功率值太高，粉末除被融化外，還有一部分被燒損氣化，孔隙率隨之也會升高。

在各激光功率下，掃描速度與試樣孔隙率的關(guān)系。在 245 ～ 265 W 較低的激光功率下，隨著掃描速 度的增加，試樣的孔隙率逐漸升高。這是因為激光功 率較低時，掃描速度越大，掃描單道熔覆能量越低，熔 道熔覆寬度相對較小，掃描間距不變，導(dǎo)致熔道與熔道 之間的融合效果差，搭接之間孔隙率會高，所以低激光功率時，橫向試樣孔隙率高于縱向試樣。當激光功率 為 285 W 時，橫縱向試樣的孔隙率均達到較低水平， 此時隨著掃描速度的增加，試樣的孔隙率先降低再升 高; 當掃描速度為960 mm/ s 時，XY 面孔隙率為 0.018%， XZ 面孔隙率為 0.017% 。激光功率和掃描速度決定 單位面積單位時間內(nèi)粉末接收的熱量，影響熔池的寬 度及凝固后的表面性能。激光功率一定時，掃描速度 影響著粉末熔化過程中的加熱時間。通常情況下，掃 描速度越低，粉末的加熱時間越長，粉末熔化的越充 分。掃描速度過慢，則粉末接收的熱量過高，粉末除熔 化外，可能會產(chǎn)生燒損。掃描速度過快，粉末接收的熱 量降低，粉末熔化效果變差。因為掃描速度越快，熔寬 越小，熔池越淺，導(dǎo)致融合不充分產(chǎn)生孔隙。當激光功 率為 305 W 和 325 W 時，試樣孔隙率同樣是隨著掃描 速度的增加，出現(xiàn)先降低后升高的趨勢，但此時的孔隙 率較 285 W 時仍然較高，說明 GH3536 合金在該激光 功率下出現(xiàn)了合金元素的燒損氣化，導(dǎo)致孔隙率升高。

激光功率 為 285 W，掃描速度為 960 mm / s。隨著掃描間距的增 加，試樣孔隙率先降低后升高。當掃描間距為 0.09 mm 時，熔道搭接率高，重熔區(qū)域變大，熱積累效應(yīng)產(chǎn)生，導(dǎo) 致熔池不穩(wěn)定，容易產(chǎn)生飛濺和燒損氣化，使孔隙率提 高; 當掃描間距為 0.11 mm 時，橫縱向的孔隙率均低 于 0.02% ，試樣致密度達到 99.8% 以上，試樣可形成 較好的冶金結(jié)合; 當掃描間距為 0.13 mm 時，熔道之 間的搭接率較小，其中的粉末不能進行完全的熔融填 充，導(dǎo)致熔道之間的連接質(zhì)量差，孔隙率增加。

照 GH3536 合金鍛件熱處理標 準在 1175 ℃保溫 1 h 后，分別采用爐冷、空冷、水冷 3 種冷卻方式進行冷卻的顯微組織?？梢院苊黠@的看到激光掃描路徑，相鄰掃描路徑 之間有明顯的分界，同一掃描路徑熔化道內(nèi)靠近邊緣 的晶粒方向與熔化道邊界呈一定角度外延生長，熔化 道中間區(qū)域為細小的胞狀結(jié)構(gòu)，激光在掃描過程中具 有快速熔化凝固的特點，熔化道邊緣附近散熱方向垂 直熔化道邊界最快，因此熔化道邊界附近的晶粒將與 熔化道邊界呈一定角度結(jié)晶，熔化道內(nèi)部因為溫度過 高，熱量由垂直熔化道面向下或向上散出，因此熔化道 中心區(qū)域的晶粒為 XZ( YZ) 方向，當觀察 XY 面組織時 表現(xiàn)為等軸的胞狀結(jié)構(gòu)。

經(jīng) 1175 ℃熱處理后沉積態(tài)組織消失，觀察不到原 有的激光掃描痕跡，合金內(nèi)部發(fā)生了再結(jié)晶。不同冷卻方式將會在晶界和晶內(nèi)析出不同的析出物，熱處理 過程中，內(nèi)部的碳化物溶解，同時內(nèi)部合金元素均勻化，冷卻速度慢，碳化物有足夠 的析出時間，晶界處析出連續(xù)的碳化物，空冷和水冷時冷卻速度過大，碳化物難以在 晶內(nèi)和晶界析出，晶界較為光滑平直。

爐冷( FC) 、空冷( AC) 、水冷( WC) 3 種冷卻方式 下合金在 900 ℃的高溫拉伸性能，可以看出合金的屈服強度及抗拉強度均相當，未發(fā)現(xiàn)明顯區(qū)別，但是合金的高溫 塑性差別非常明顯。當采用爐冷時，合金的橫縱向伸 長率均超過 30% ; 當空 冷 時，合金的橫向伸長率為 19% ，縱向伸長率為 17% ; 當采用水冷時，合金的伸長 率最低，橫向伸長率僅為11.6%，縱向伸長率僅為12.7%。 這是因為在高溫拉伸過程中，高溫合金的晶內(nèi)強度和 晶界強度共同決定高溫拉伸過程中的強度和塑性，晶 內(nèi)析出相的多少和形貌決定晶內(nèi)強度，晶界析出物的 形貌決定晶界強度。在高溫環(huán)境下，GH3536合金斷裂 位置均為沿晶斷裂，晶界是薄弱區(qū)域，晶界碳化物析出 相的數(shù)量、形態(tài)及位置對材料高溫性能產(chǎn)生決定性的 影響。爐冷時晶界處析出較多的連續(xù)碳化物，在高溫 拉伸過程中晶界碳化物起到了強化晶界的作用，因此 具有較高的高溫伸長率?？绽浜退鋾r，晶界碳化物 析出減少，高溫拉伸過程中晶界成為強度薄弱區(qū)，拉伸 過程沿晶界發(fā)生斷裂，伸長率降低。

直接打印態(tài)試樣進行熱等靜壓( 1100 ℃ ) 和熱等靜壓( 1100 ℃ ) + 1200 ℃ 固溶處理后合金的顯 微組織。熱等靜壓后，晶粒發(fā)生了再結(jié)晶，晶粒大小不 均勻，晶界處以不連續(xù)的點狀碳化物為主，晶內(nèi)較少有 碳化物的析出。因為熱等靜壓溫度較低，在碳化物析 出溫度區(qū)間內(nèi)停留時間較短，析出動能較小，晶內(nèi)析出 物來不及完全析出，因此在晶界析出了不連續(xù)的晶界 碳化物。熱等靜壓后進行 1200 ℃的高溫固溶處理，晶粒大小較為均勻，晶粒較熱等靜壓后有長大趨勢，晶界 處原來的粗大斷續(xù)狀碳化物轉(zhuǎn)變成薄片連續(xù)分布的碳 化物。高溫下碳化物溶解到基體中，基體中碳化物溶 解均勻，冷卻時在碳化物析出溫度區(qū)間停留時間較長， 析出動能大，因此在晶界析出了較多的連續(xù)碳化物，起 到了晶界強化的作用，高溫伸長率得到了顯著的提高。

不同熱處理制度下合金的 900 ℃高溫拉伸試驗結(jié)果可以看出，熱等靜壓處理后再經(jīng) 1200 ℃ 固溶處理，試樣的高溫抗拉強度略有提升，伸長率提升 明顯。熱等靜壓后，橫縱向試樣的伸長率約為 14% ， 經(jīng) 1200 ℃ 固溶處理后，橫縱向試樣伸長率達到 36% 以上可以看出，1200 ℃ 熱處理后，晶界析 出連續(xù)分布的碳化物，使晶界強度提高，高溫伸長率明 顯升高?？梢钥闯鼍Ы缣蓟锏男螒B(tài)對 GH3536 合金的高溫伸長率有很大的影響。

結(jié)論

1) 隨著激光功率的增加，激光選區(qū)熔化成形的 GH3536 合金孔隙率整體上呈先降低后增加的趨勢; 當激 光功率較低( 245 ～ 265 W) 時，隨著掃描速度的增加，試樣 的孔隙率逐漸升高; 當激光功率較高( 285 ～ 325 W) 時，隨 著掃描速度的增加，試樣的孔隙率先降低后升高; 掃描間 距為0.11 mm 時，合金的致密度達到99.8%以上。

2) 冷卻速度越慢，合金的高溫伸長率越高，爐冷 時，晶界處析出連續(xù)的碳化物，使晶界強度增加，高溫 塑性提高。

3) 熱等靜壓后進行 1200 ℃ 高溫固溶，合金的晶 粒大小較為均勻，原晶界處粗大斷續(xù)狀的碳化物變得 連續(xù)均勻，合金橫縱向高溫塑性明顯提高。

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