熱處理工藝對激光熔化沉積制造JBK-75合金組織及性能的影響

李佶納, 蘇 杰, 劉 賡, 王 敖, 伊 勇

(鋼鐵研究總院有限公司 特殊鋼研究院, 北京 100081)

JBK-75合金是一種沉淀強化Fe-Ni基奧氏體合金,其基體為低氫脆敏感性的奧氏體組織。可通過時效處理形成與基體共格的γ′相(Ni3(Ti, Al))進而實現高強塑性匹配[1-2]。JBK-75合金具有抗氫脆、耐氧化、耐蝕性以及優異的高低溫力學性能,在航空航天領域的高溫、高壓臨氫環境中具有廣泛的應用前景[3]。隨著航空航天技術的發展,部件往往具有復雜的內部結構,使用鑄造、鍛造等傳統方法制造十分困難,通常需要較高的生產成本和較長的生產周期[4]。激光熔化沉積是一種先進增材制造技術,利用高能激光束逐層逐軌快速熔化金屬粉末,實現復雜形狀零件的近凈成形,具有加工周期短、復雜零件自由化設計、材料利用率高、后續加工少等優點,解決了兼顧復雜形狀和高性能金屬構件快速制造的技術難題[5-7]。

由于激光熔化沉積制造過程中具有高溫度梯度和高冷卻速率的特點,導致制造的零件組織特征與傳統鑄鍛件相比有較大差異。激光熔化沉積制造零件中通常會產生非均勻微觀結構(包括晶粒結構、晶體取向和元素微觀偏聚等)和殘余應力[8-9]。此外,打印過程中合金元素在枝晶區域富集以及熱循環導致反復的熱脹冷縮,引起殘余應力的逐漸累積,使得在基體中形成特殊的胞狀組織[10-12]。有研究表明,在316L、高熵合金等增材制造合金中,胞狀組織邊界可以看作是高密度的位錯壁,對強度具有一定提高作用[13-14]。但是對于需要進一步時效強化的合金來說,伴隨有元素偏聚的胞狀組織可能對析出相的生成過程產生影響。

JBK-75合金易在晶界處析出η相(Ni3Ti),該有害相促進裂紋沿晶界的萌生與擴展,惡化合金的抗氫脆性和力學性能[15-17]。在熱處理工藝制定時,固溶溫度、時效溫度設置有問題均可能導致η相生成。而對于增材制造的JBK-75合金則具有成分和組織雙重的不均勻性,需要進一步設計針對增材組織的熱處理工藝,在實現合理設計γ′相的同時,避免η相的產生。Bodziak等[18]研究表明,增材制造18Ni300鋼進行直接時效處理幾乎不會使胞狀組織溶解,但會促進不同類型的沉淀形成。與其他激光增材制造方法相比,激光熔化沉積制造熔池較大,所以制造零件具有較大的胞狀間距和較明顯的枝晶間偏析,這可能會影響后續熱處理中組織的演變。采取高溫均質化或高溫固溶處理可消除打印組織,從而獲得所需的性能。Liu等[19]針對不銹鋼的激光熔化沉積制造研究發現,1000 ℃的高溫熱處理仍不能消除原始增材制造材料的元素偏聚,進而影響后續的組織轉變。Chizari等[20]研究表明,增材制造IN718高溫合金在1060 ℃高溫固溶處理后仍存在柱狀晶,且對后續析出相的生成有一定影響。

本文研究了激光熔化沉積JBK-75合金的沉積態以及兩種不同后處理態的組織性能演變規律,分析了直接時效和高溫固溶后時效處理對析出相形成的影響,探討了顯微組織變化規律對力學性能的影響,最終提出激光熔化沉積JBK-75合金最佳的熱處理路線。

1 試驗材料與方法

激光熔化沉積過程中使用的JBK-75合金粉末由等離子體旋轉電極制備,其形貌如圖1(a)所示。JBK-75合金粉末球形度較高,粉末表面光滑且無明顯缺陷,幾乎沒有衛星粉,粉末的篩分粒度為53～106 μm。JBK-75合金粉末的化學成分如表1所示,基板采用30CrMnSiNi2A鋼。

表1 JBK-75合金粉末化學成分(質量分數,%)

激光熔化沉積試驗在半導體激光系統上進行,該系統由TruDiode4006半導體激光器、ABB IRB 4600六軸聯動機械手和METCO TWIN10C雙筒送粉器組成。在激光熔化沉積制備過程中,激光功率在第1、2層(材料與基板冶金結合層)時為1800 W,其他為1600 W,掃描速度為4.8 mm/s,送粉速度為2.7 rad/s,掃描方向平行于矩形基板長度方向。為了最大程度地減少氧化發生,整個打印過程在密封氬倉中進行。最終制造出尺寸約為15 mm×80 mm×55 mm立方體樣品,如圖1(b)所示(已標注出構建方向BD)。

圖1 JBK-75合金粉末及沉積試樣外觀

參照鍛件JBK-75合金的常規熱處理工藝,對沉積態(簡稱AD)設計了兩種不同熱處理路線,包括常規熱處理工藝中的固溶處理(調控基體組織:晶粒尺寸、元素分布)和時效處理(調控析出相組織:γ′相和η相),如表2所示。第1種熱處理路線為直接時效處理,即在750 ℃×8 h時效后空冷,簡稱AT。第2種熱處理路線為在1180 ℃×1.5 h的高溫固溶后油淬,750 ℃×8 h 時效后,空冷,簡稱SAT。最后用作對比的鍛件JBK-75合金采用常規的熱處理工藝(固溶:980 ℃×1.5 h,油淬;時效:750 ℃×8 h,空冷),以下表示為FCT。

表2 AD、AT、SAT和FCT試樣狀態

采用拉伸測試力學性能,拉伸試樣尺寸為直徑φ3 mm,總長度40 mm,標距15 mm,在GNT300電子拉伸試驗機,以恒定的應變速率(2.5×10-4mm/s)進行試驗,每次測試3個試樣取平均值。使用多尺度表征技術研究了激光熔化沉積制備的JBK-75合金不同狀態下的微觀結構,其中包括OLYMPUS GX53光學顯微鏡(OM)、Quanta 650 FEG掃描電鏡(SEM)、電子背散射衍射(EBSD)、FEI Technai G2 F20透射電鏡(TEM)和二次離子質譜儀(TOP-SIMS)。OM和SEM的試樣采用150～1000目SiC紙研磨后進行機械拋光,并使用CuCl2混合溶液(CuCl2+HCl+H2O+C2H5OH)對試樣進行腐蝕。TEM試樣機械減薄至約50 μm,然后在35 V和-20 ℃下用10%(體積分數)的高氯酸進行電解拋光。

2 試驗結果與討論

2.1 沉積態

由圖1(b)JBK-75合金打印成品可以看出,打印件沉積層之間冶金結合良好,表面無明顯宏觀缺陷(如裂紋)。同時利用阿基米德排水法評估了JBK-75合金打印件氣孔率,結果表明JBK-75合金打印件的致密度為99.6%,致密程度較高。如圖2(a)所示,JBK-75合金打印件內部仍存在一些缺陷,大多數缺陷是氣孔,通常是由于局部汽化,原料孔隙或保護氣體夾入引起的[21]。由于激光增材制造凝固過程傾向于以胞狀晶或樹枝晶方式生長,形成很長的液相通道。隨著溫度降低,通道中的液相凝固收縮,而枝晶間的高熔點析出相及大的枝晶會阻礙液相流動,導致枝晶間通道內液相補縮不足,易引發凝固裂紋的形成[22]。Kou[23]提出了裂紋敏感指數來衡量合金形成凝固裂紋的傾向大小:|dT/d(fS1/2)|near(fS)1/2=1,式中,T是溫度,fs是糊狀區的固體分數。首先利用Thermo-Calc中Scheil模塊計算JBK-75合金固體分數fS與溫度T之間的關系,如圖2(b)所示,JBK-75合金的凝固溫度范圍是1033～1388 ℃。從而計算凝固末期0.9≤fS1/2≤0.99范圍下JBK-75合金裂紋敏感指數為2305,凝固裂紋敏感性較低。

圖2 沉積態JBK-75合金的缺陷表征與分析

圖3(a)為JBK-75合金沉積態EBSD三維圖,其微觀結構呈現出各向異性,其中橫截面主要由等軸晶組成,具有明顯的晶體取向,縱截面主要由柱狀晶組成,柱狀晶沿BD方向外延生長。然而,柱狀晶的方向并不嚴格垂直于基板表面,而是垂直于熔池邊界,這與凝固過程中熱流方向有關[24]。圖3(b)為JBK-75合金沉積態中形成的胞狀組織,胞狀組織尺寸在5～10 μm,由增材過程中溫度梯度(G)與晶體生長速率(R)之間的比值決定[25]。同時在圖3(c)胞狀組織的細節放大圖中可以發現枝晶間存在一些球狀析出相,利用EDS分析析出相成分,析出相富含Al和Ti元素。

圖3 沉積態JBK-75合金微觀組織

利用TOP-SIMS對JBK-75合金沉積態試樣元素分布進行表征,如圖4(a)所示,觀察到Ti元素在枝晶區域的偏聚,這種現象與增材制造凝固過程中的溶質排斥和再分配有關。利用Thermo-Calc軟件中的Scheil模塊計算了元素微觀偏聚程度作為凝固固相分數的函數,結果如圖4(c)所示,在凝固過程中隨著固液界面的前進,Ni和Ti元素在液相中逐漸富集,最終在枝晶區域形成了Ni和Ti元素的偏聚。但是在實際的表征中并未觀察到Ni元素在枝晶區域的偏聚,因為Scheil模塊計算的是平衡狀態下凝固過程中元素偏聚情況,在增材制造高速冷卻的非平衡凝固過程中,Ni元素的擴散速率慢,未能在枝晶區域產生明顯偏聚。

圖4 TOP-SIMS表征和Thermo-Calc計算沉積態JBK-75合金元素分布情況

2.2 組織演變

為了探究沉積態對時效過程中組織和性能演變的影響,對激光熔化沉積JBK-75合金直接進行時效處理。如圖5(a)所示,宏觀上來看,AT態胞狀組織存在,幾乎沒有發生溶解,但是在晶界處發現有析出相生成。利用SEM對晶界析出相進一步表征,從圖5(b,c)可以看出,晶界處為微米級層片狀η相。由于沉積態枝晶區域Ti元素的明顯富集,Ti元素又是η相的組成元素,這促進了晶界η相的生成。

圖5 JBK-75合金直接時效后顯微組織

對于JBK-75合金傳統的熱處理工藝是在980 ℃固溶后在750 ℃進行時效。但如圖6(a)所示,激光熔化沉積的JBK-75合金在980 ℃固溶處理后,仍存在打印組織未能實現完全再結晶。所以為了使JBK-75合金發生完全再結晶,消除快速凝固的非平衡組織對后續熱處理中組織性能的影響,需要重新選定一個更高的固溶溫度。將JBK-75合金分別在980、1080和1180 ℃下進行固溶,其組織變化如圖6所示。隨著固溶溫度的升高打印痕跡逐漸消失,在1180 ℃固溶后打印痕跡完全消失,晶粒均勻細小發生完全再結晶,所以對于激光熔化沉積JBK-75合金需要在1180 ℃下進行固溶,然后再時效處理。

圖6 不同溫度固溶處理后JBK-75合金顯微組織演變

利用EBSD進一步表征了1180 ℃固溶以及750 ℃時效后(SAT)JBK-75合金組織演變。從圖7中可以看出,固溶態和SAT態晶粒均勻且無明顯取向,晶粒中存在大量退火孿晶,Σ3晶界的體積分數分別為63.4% 和66%。同時可以看出,與固溶態晶粒相比,經過時效后晶粒略微發生長大,利用等效圓直徑方法統計,固溶態平均晶粒尺寸約為113.7 μm,SAT態平均晶粒尺寸約為150.6 μm。與AT態相對比,SAT態的晶界處未發現析出相。

圖7 不同熱處理狀態的JBK-75合金EBSD圖

利用TEM對AT態和SAT態JBK-75合金主要強化相γ′相進行表征。如圖8(a, b)所示TEM的暗場像,大量細小球狀的γ′析出相彌散分布在γ基體中。圖8(c)γ′相衍射圖樣顯示析出相為L12型且與γ基體共格。使用大量的TEM圖統計γ′相尺寸和體積分數,AT態和SAT態中γ′相平均直徑分別為12.74 nm和11.51 nm,兩種狀態下γ′相的尺寸和體積分數均相差不大。這說明JBK-75合金伴隨有元素偏聚的胞狀組織對時效過程中γ′相的生成影響不大。

圖8 不同狀態下JBK-75合金γ′相TEM圖

2.3 力學性能

圖9(a)為AD態、AT態、SAT態和FCT態JBK-75合金試樣的應力-應變曲線,圖9(b)為4種不同狀態下的力學性能。從圖9可以看出,在4種狀態中AD態試樣的斷后伸長率最高,達到32%,但是其屈服強度和抗拉強度較低,僅為413 MPa和635 MPa,這是由于AD態試樣沒有經過時效處理生成強化相γ′相。AT態和SAT態相比,屈服強度相差不大,均在665 MPa左右,但是兩種狀態試樣的抗拉強度和塑性有明顯差距,AT態和SAT態試樣的抗拉強度和斷后伸長率分別為906 MPa和1055 MPa、21%和29%。AT態和SAT態JBK-75合金中γ′相尺寸和體積分數幾乎相同,對屈服強度的貢獻也保持一致。由于AT態試樣的屈服強度未高于SAT態,所以激光熔化沉積JBK-75合金中胞狀組織對其屈服強度提高效果不明顯。AT態試樣的顯微結構為非均勻組織,同時晶界上存在η相,η相一方面消耗了強化相γ′相,另一方面易作為裂紋源增高晶間斷裂傾向,導致其抗拉強度和伸長率明顯低于SAT態。最后將SAT態與FCT態相比,強度與塑性均相差不大,激光熔化沉積JBK-75合金SAT態達到鍛件熱處理水平,高溫固溶處理對其力學性能幾乎未產生影響。

圖9 不同狀態下JBK-75合金的應力-應變曲線(a)和力學性能(b)

圖10分別為激光熔化沉積JBK-75合金AD、AT、SAT態試樣的拉伸斷口形貌,3種狀態試樣的拉伸斷口均由大量的韌窩組成,是典型的韌性斷裂形貌。AD態試樣的韌窩又大又深,而AT態試樣的韌窩明顯變淺且小,SAT態試樣的韌窩大小和深淺介于兩者之間。所以,3種狀態下AD態試樣韌性最優,其次是SAT態,最后是AT態。綜上所述,對于激光熔化沉積JBK-75合金,SAT態的綜合力學性能最佳。

圖10 不同狀態下JBK-75合金拉伸斷口SEM圖

3 結論

1) 激光熔化沉積JBK-75合金顯微結構具有各向異性,存在增材制造中形成的特殊的胞狀組織,且Ti元素在枝晶區域大量富集。

2) 直接時效處理JBK-75合金打印組織未溶解,打印組織對時效過程中γ′相的生成幾乎沒有影響,但是Ti元素的偏聚促進了晶界處η相的生成。

3) 為了獲得完全再結晶的均勻組織,重新選擇了在1180 ℃高溫固溶后再時效處理JBK-75合金,最終獲得了優異的綜合力學性能,抗拉強度1055 MPa、屈服強度679 MPa、斷后伸長率29%,與鍛件JBK-75合金熱處理后水平幾乎一致。