蔡 軍,趙劍峰

(南京航空航天大學(xué)機(jī)電學(xué)院,江蘇南京210016)

FGH95合金材料晶粒細(xì)小、組織均勻、無宏觀偏析,其屈服強(qiáng)度高、疲勞性能好,尤其是在高溫工作環(huán)境下,其沖擊韌性顯示出其他材料所不具備的優(yōu)勢(shì),是航空發(fā)動(dòng)機(jī)零件的最佳材料。目前國內(nèi)針對(duì)FGH95合金的成形工藝主要以熱等靜壓或熱等靜壓+鍛造為主[1]。近年來,隨著激光快速成形技術(shù)在高性能金屬材料領(lǐng)域的廣泛應(yīng)用,激光快速成形技術(shù)正逐步成為FGH95高溫合金材料成形的重要手段[2～5]。

在高能量激光束的照射下,粉末材料經(jīng)歷了熔化-凝固的冶金過程,經(jīng)激光快速成形制備的制件性能從機(jī)理上可優(yōu)于粉末冶金合金材料。但在現(xiàn)有的研究中,制件性能與粉末冶金合金材料性能尚有一定的差距,一般通過熱等靜壓、高溫時(shí)效等后處理方法對(duì)其性能進(jìn)行進(jìn)一步提升[6]。本文基于激光直接燒結(jié)快速成形技術(shù),從工藝角度研究了工藝參數(shù)對(duì)FGH95高溫合金制件沖擊韌性的影響,并分析該工藝下制件常溫和高溫沖擊韌性的變化及差異。

1 試驗(yàn)

1.1 試驗(yàn)設(shè)備及材料

試驗(yàn)采用大功率CO2氣體激光器,最大功率2 kW,樣件沖擊韌性測(cè)試設(shè)備為JB-300C型沖擊試驗(yàn)機(jī),樣品微觀組織分析采用LEO1530VP掃描電子顯微鏡。試驗(yàn)用FGH95鎳基高溫合金粉末材料粒徑 45～ 100 μ m,基板選用 45鋼。

1.2 試驗(yàn)方法

采用自制專用鋪粉機(jī)構(gòu)鋪粉,鋪粉厚度 0.7 mm,激光光斑直徑1.0 mm,激光功率范圍為800～1 100 W,掃描速度范圍為 0.6～1.2 m/min,掃描間距范圍為0.6～1.0 mm。試驗(yàn)無氣氛保護(hù),無預(yù)熱,制件無后續(xù)熱處理。燒結(jié)制件用線切割方法制備成測(cè)試樣件試樣為非標(biāo)準(zhǔn)燒結(jié)試樣,尺寸為45 mm×10 mm ×5 mm。。

1.3 測(cè)試方法

JB-300C型沖擊試驗(yàn)機(jī)最大沖擊能量300 J。常溫沖擊韌性試驗(yàn)溫度為室溫20℃,高溫沖擊韌性試驗(yàn)溫度為600℃。試樣在電爐箱加熱到600℃后保溫10 min,開箱取樣立即進(jìn)行沖擊試驗(yàn),從夾持試樣到?jīng)_擊試驗(yàn)時(shí)間不超過15 s。

2 試驗(yàn)結(jié)果和分析

2.1 工藝參數(shù)對(duì)沖擊韌性的影響

2.1.1 激光功率對(duì)沖擊韌性的影響

圖1顯示了試樣沖擊韌性隨激光功率的變化。試樣沖擊韌性隨激光功率的增大而逐漸增大,當(dāng)激光功率為900 W時(shí)高溫沖擊韌性達(dá)到最大值101.82 J/cm2,1 000 W時(shí)常溫沖擊韌性達(dá)到最大值109.09 J/cm2,然后隨著激光功率的增大而減小。增加激光功率意味著單位時(shí)間內(nèi)粉末材料吸收的激光能量增加,熔池內(nèi)液態(tài)金屬的潛熱不斷增多,在激光束離開后即能量的輸入截止后,熔池內(nèi)潛熱的釋放延長了液態(tài)金屬固化過程,降低熔池內(nèi)溫度梯度,有效地抑制液態(tài)金屬凝固過程中拉伸應(yīng)力產(chǎn)生的微裂紋,從而提高制件抗沖擊的能力。但若激光功率過高,熔池溫度達(dá)到或超過材料沸點(diǎn),則大量液態(tài)金屬蒸發(fā)汽化,熔池液態(tài)金屬量損失導(dǎo)致凝固后體積收縮嚴(yán)重,制件內(nèi)形成孔洞缺陷,從而導(dǎo)致沖擊韌性迅速降低。

圖1 沖擊韌性隨激光功率的變化

2.1.2 掃描速度對(duì)沖擊韌性的影響

試樣的沖擊韌性隨掃描速度的變化類似于激光功率(圖2)。試樣沖擊韌性隨著掃描速度的增大而增大,當(dāng)掃描速度為1.0 m/min時(shí)常溫沖擊韌性和高溫沖擊韌性同時(shí)達(dá)到最大值,分別為71.21 J/cm2和72 J/cm2,之后隨著掃描速度的增加而降低。掃描速度的增加直接導(dǎo)致了粉末材料受照射時(shí)間的縮短。在激光功率較高的情況下,較快的掃描速度可有效降低熔池潛熱,避免液態(tài)金屬的汽化,同時(shí)也可保證熔池內(nèi)較快的原子擴(kuò)散速率,有利于提高凝固過程中材料的致密度。但若掃描速度過快,則粉末材料吸收的能量達(dá)不到其充分熔化的閾值或液相金屬量較少甚至不足以形成熔池,無法充分完成“熔化-凝固”冶金過程,導(dǎo)致制件內(nèi)含有原始粉末顆粒成分,無法形成致密的冶金結(jié)構(gòu)[7],直接導(dǎo)致制件抗沖擊能力降低。

圖2 沖擊韌性隨掃描速度的變化

2.1.3 掃描間距對(duì)沖擊韌性的影響

試樣沖擊韌性隨掃描間距呈線性遞增關(guān)系,如圖3所示。在掃描間隔0.6～0.8 mm范圍內(nèi),隨著掃描間距的增大,沖擊韌性幾乎呈線性增大。在小于激光光斑直徑的范圍內(nèi),較小的掃描間距直接導(dǎo)致相鄰燒結(jié)線重合度的增大,已燒結(jié)線將會(huì)經(jīng)歷多次重復(fù)照射。一方面,多次照射使制件材料的晶粒粗化,另一方面,重復(fù)照射所引起的應(yīng)力釋放可能導(dǎo)致已燒結(jié)線內(nèi)部產(chǎn)生裂紋,從而降低制件抗沖擊能力[8]。適當(dāng)增加掃描間距,不僅避免已燒結(jié)線減少被照射次數(shù),而且可提高加工效率。

2.2 斷裂特征

圖4為試樣的斷口形貌。從圖中可看出,常溫?cái)嗫诤透邷財(cái)嗫谛蚊不疽恢?斷面凸凹不平,呈現(xiàn)出典型的韌窩斷裂特征。常溫?cái)嗫诘捻g窩較大、較深,無方向性,有明顯的撕裂帶(圖4a和圖4b),而高溫?cái)嗫诘捻g窩較淺且具有明顯的方向性,斷口局部可見明顯的平臺(tái)和臺(tái)階(圖4c和圖4d)。

樣品在從常溫隨爐加熱至600℃的過程中,其材料相當(dāng)于經(jīng)歷了一次低溫固相燒結(jié)。在這個(gè)過程中,試樣材料晶粒經(jīng)歷固溶、重結(jié)晶等過程,晶粒擴(kuò)散和流動(dòng)導(dǎo)致試樣材料內(nèi)孔洞縮小,孔隙數(shù)量減少,有利于試樣材料沖擊韌性的提高[9]。但由于制件樣品是若干燒結(jié)層的冶金疊加,升溫過程中發(fā)生的晶粒重結(jié)晶行為局限于各自層內(nèi),使晶粒重結(jié)晶的結(jié)晶取向垂直于原晶粒生長方向[10],晶粒沿該方向生長并長大,在一定程度上削弱了樣品材料的抗剪切能力,致使常溫?cái)嗫诔霈F(xiàn)的撕裂帶轉(zhuǎn)變?yōu)楦邷財(cái)嗫诘钠脚_(tái)和臺(tái)階。

斷面可見有明顯孔洞及裂紋等缺陷,這正是激光快速成形技術(shù)所特有的、現(xiàn)階段尚不能徹底解決的問題。從工藝角度考慮,粉末預(yù)熱、低氣壓氣氛保護(hù)等措施可進(jìn)一步緩解上述缺陷,從后續(xù)處理角度考慮,采用熱等靜壓高溫固溶處理+固溶時(shí)效處理等方法可消除大部分該缺陷[11]。

3 結(jié)論

(1)DLMS各工藝參數(shù)均不同程度地影響FGH95合金制件的沖擊韌性。在本文試驗(yàn)條件下,通過調(diào)整激光功率,所獲得的FGH95合金制件常溫和高溫沖擊韌性分別達(dá)到109.09 J/cm2和101.82 J/cm2。

(2)基于DLMS工藝的FGH95合金制件,高溫沖擊韌性與常溫沖擊韌性隨工藝參數(shù)的變化趨勢(shì)一致。在高溫環(huán)境下,制件內(nèi)部微缺陷改善所獲得的沖擊韌性的提高,不足以抵消由于制件內(nèi)部晶粒變化所導(dǎo)致抗剪切能力的下降。在試驗(yàn)參數(shù)范圍內(nèi),制件高溫沖擊韌性總體略低于常溫沖擊韌性。

(3)制件的常溫和高溫?cái)嗫诰薯g窩斷裂特征,為典型的韌性斷裂。制件內(nèi)微缺陷因高溫而得到改善,從而使制件的高溫沖擊韌性接近于常溫沖擊韌性。

[1]Guo Weimin,Feng Di,Zhang Fengge,et al.Nickle-base PM superalloy FGH95 for discs[J].Journal of Iron and Steel Research,2002,14(3):30-34.

[2]Zhang Kai,Liu Weijun,Shang Xiaofeng,et al.Development of research on directly rapid prototyping of metal materials and components by multi-layer cladding[J].Laser Journal,2005,26(5):1-3.

[3]Zhao Jianfeng,Li Y,Zhang J H.Research on Direct Laser Sintering of Ni-Alloy Powderand Microstructure Feature[J].Materials Science Forum,2004,471-472:881-885.

[4]Feng Liping,Huang Weidong,Chen Darong,et al.Fabrication of directional solidification components of nickel-base superalloys by laser metal forming[J].Journal of University of Science and Technology Beijing:Mineral Metallurgy Materials(Eng Ed),2004,11(2):169-172.

[5]Feng Liping,Huang Weidong,Lin Xin,et al.Laser multi-layer cladding experiment on the DD3 single crystal using FGH95 powder:Investigation on the microstructure of single crystal cladding layer[J].Chinese Journal of Aeronautics,2002,15:121-127.

[6]Hu He.Hot isostatic pressing treatment of cast Ni-base superalloy[J].Acta Metall Sin,2002,38(11):1199-1202.

[7]Zhang Jianfeng,Shen Yifu,Zhao Jianfeng,et al.Study on laser sintering of Ni-based alloy powders[J].Hangkong Xuebao/Acta Aeronautica et Astronautica Sinica,2002,23(3):221-226.

[8]Fei Qunxing,Zhang Yan,Tan Yongsheng.Investigation on microstructure and defect of Ni-based alloys fabricated by laser direct manufacturing(LDM)[J].Hot Working Technology,2006,35(19):1-4.

[9]Zhang Jianfeng,Shen Yifu,Zhao Jianfeng,et al.Melting-solidifying characteristic of Ni-based alloy powders by selective laser sintering[J].Chinese Journal of Lasers,2003,30(8):763-768.

[10]Zhao Jianfeng,Zhang Jianhua,Zhang Jianfeng,et al.Analysis on microstructure feature of Ni-alloy parts prepared by direct laser metal sintering[J].China M echanical Engineering,2005,16(3):264-267.

[11]Zhao Xiaoming,Lin Xin,Chen Jing,et al.HIP treatment of superalloy Rene88DT prepared by laser rapid forming[J].The Chinese Journal of Nonferrous Metals,2008,18(8):1446-1452.