激光立体成形(laser solid forming, LSF)技术可以获得具有激光熔覆中熔体非平衡快速凝固组织特点的材料, 同时又发挥了快速原型技术所具有的逐点逐层快速成形三维实体零件的优点^[1], 是一种基于“增材”制造理念的先进材料制备技术. 成形过程中, 熔池的近快速凝固使得凝固组织具有明显的非平衡凝固组织特点, 表现为组织细密、合金元素的过饱和程度大、列状枝晶的一次臂细小和二次臂不发达等, 且由于同成分合金粉末的逐点成形, 激光立体成形制备的材料不存在合金元素的宏观偏析^[2]. 这使得激光立体成形技术非常适合于因为存在大量合金元素而容易出现成分偏析的高温合金材料的快速成形.

凭借激光熔池中液态金属凝固过程中的枝晶组织以固态基体或已成形部分作为基底的连续外延生长特点, 上下两沉积层之间的枝晶亚结构具有类似的取向性, 基于此, LSF技术可以制备出具有柱状晶组织或定向凝固组织特点的合金试样和零件, 如果合理控制成形参数还可以制备出具有单晶组织的合金试样和零件^[3-5], 这正有利于实现要求具有定向凝固组织或单晶组织的涡轮叶片的快速成形和修复. 但是, 发动机中的很多关键零件, 如涡轮盘、鼓筒轴等, 因为服役条件的要求, 对所选用的材料除要求具有高的静载力学性能外, 对疲劳性能的要求也很高, 而疲劳性能又受材料晶粒尺寸的大小以及晶粒分布均匀性等影响^[6-10], 晶粒越细小且分布越均匀则疲劳性能越好. 同时, 作为实体零件的近净成形技术, 激光立体成形后金属零件也不能借助大塑性变形, 如锻造、热压等, 通过动态再结晶来实现晶粒组织的细化. 鉴于此, 由于LSF技术所制备的零件往往具有粗大柱状晶组织, 在涡轮盘等零件的快速成形和修复中的应用受到一定的限制, 实现LSF零件组织的细化和均匀化具有重要意义.

LSF过程中材料在激光束的反复加热和冷却作用下形成了残余应力, 在后续热处理过程中材料可以发生静态再结晶, 从而消除原有的粗大柱状晶组织, 获得较为细小的等轴晶组织^[11,12]. 与常规锻造和挤压加工不同, LSF后材料未经过大的塑性变形, 因此在残余热应力作用下的静态再结晶晶粒尺寸和分布, 与锻造和挤压加工中的动态再结晶晶粒明显不同. 而到目前为止, 关于LSF镍基高温合金残余热应力导致的静态再结晶过程的研究还未见报道.

本工作利用电子背散射衍射技术, 对激光立体成形GH4169合金沉积态试样以及1100 ℃保温5和30 min的试样进行显微组织、晶界特点和晶体取向等进行了分析. 以期为实现LSF镍基高温合金组织和性能的可调控提供理论依据.

1 实验方法

GH4169镍基高温合金的激光立体成形在西北工业大学凝固技术国家重点实验室完成. 实验所用的LSF-III型激光立体成形系统由CO₂激光器、五轴四轴联动数控工作台、高精度送粉器、同轴送粉喷嘴及惰性气体保护箱等组成. 整个成形过程在Ar气气氛中完成, 成形试样的尺寸为80 mm×20 mm×20 mm. 实验所用粉末为等离子旋转电极法制备的球形GH4169合金粉末, 粉末尺寸约为150 μm, 载粉气体为Ar气. 成形前粉末经150 ℃真空烘干处理4 h, 以除去粉末表面吸附的水汽. LSF所采用的主要工艺参数为: 激光功率2000～2100 W, 扫描速率6 mm/s, 送粉速率8~12 g/min, 约束气体流量4~8 L/min, 激光光斑尺寸3 mm, 搭接率40%, 沉积高度方向单层增高0.2～0.3 mm. GH4169合金粉末及激光立体成形件的化学成分如表1所示.

成形后的大块试样按图1所示切割方式经线切割成20 mm×20 mm×5 mm的小块试样, 分别在1100 ℃进行5和30 min的热处理. 热处理时先将炉温升高到1100 ℃保温10 min后快速放入试样, 保温到相应时间后立即取出水淬, 以保持试样高温时的组织状态.

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图1   

Fig.1   取样及EBSD分析位置示意图

沉积态试样和热处理态试样经砂纸打磨、机械抛光和振动抛光后, 用TESCAN VEGA II—LMH型扫描电子显微镜(SEM)配备的HKL Channel-5 型背散射电子衍射仪进行试样的背散射电子衍射(EBSD)分析, 分别对沉积态和1100 ℃保温5和30 min后的热处理态试样进行晶界特点和晶体取向的定量分析. EBSD分析的放大倍数选择在200倍, 对应步长为4 mm. 用H800型透射电子显微镜(TEM)对沉积态试样中的位错组态进行观察, 利用线切割沿试样中心线径向切取0.5 mm厚的薄片, 将薄片机械研磨至50 μm以下, 进行双喷电解抛光减薄. 电解减薄液为10%高氯酸+90%甲醇. 电解液用液氮冷却至-15 ℃, 电流为6~7 mA.

2 实验结果及分析

2.1 显微组织

图2为LSF GH4169合金沉积态和1100 ℃保温5和30 min水淬后各试样垂直于光束扫描方向的横截面金相显微组织照片. 从图2a中可以看出, 沉积态试样的组织为典型的粗大柱状晶组织, 每个柱状晶粒贯穿多个沉积层, 有定向凝固组织特点, 同时图中层带结构显示出了每一层和每一道的位置. 在1100 ℃保温5 min后, 原来粗大柱状晶组织发生破碎, 在原柱状晶边界处和层与层交界处首先发生再结晶, 得到了图2b中所示的局部再结晶组织, 且此时晶粒尺寸局部区域极不均匀. 在1100 ℃保温30 min后, 在图2c所示的视野范围内再结晶过程已经基本完成, 此时的晶粒尺寸均匀程度有所提高, 同时再结晶晶粒尺寸也有所长大. 从图2c中还可以看到, 此时晶粒内部有大量孪晶出现(如图2c中所示平直界面), 孪晶界的出现更进一步细化了晶粒.

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图 2   

Fig.2   LSF GH4169合金沉积态试样以及1100 ℃保温5和30 min后试样的金相组织

2.2 晶体取向

图3给出了沉积态试样以及1100 ℃保温5和30 min的试样的EBSD分析全Euler角图. 图中不同的颜色代表不同的晶体取向. 从图3a中可以看出, 沉积态试样的粗大柱状晶特征明显, 各柱状晶间存在一定的取向差, 同时每个柱状晶内部各个区域间的颜色也不完全相同, 这代表了不同区域晶体取向存在差别. 这种晶粒内部晶体取向的差别在沿沉积方向即柱状晶生长方向上表现得尤为突出, 而且粗大柱状晶晶界处与晶内区域也可见到颜色的差异, 即存在一定的取向差, 定量分析确定数值在2°~5°. 当经过1100 ℃保温5 min的热处理后, 在原粗大柱状晶晶界附近可以看到许多与相邻晶粒取向不同的新晶粒, 如图3b所示. 而且在此试样中同一晶粒内部也可以看到局部的颜色不同, 这说明此时试样虽然有再结晶的发生, 但是大部分区域仍然是未再结晶的、具有一定取向差的变形组织. 在1100 ℃经过30 min的热处理后, 虽然从图2c中观察到此时的晶粒尺寸已基本均匀, 即再结晶过程可能已经完成, 但是从图3c所示的晶体取向关系来看, 在个别尺寸较大晶粒内部仍然存在局部的高的晶体取向差, 这说明个别晶粒仍然没有完全再结晶, 只是从晶粒结构上已经接近了完全再结晶组织.

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图 3   

Fig.3   LSF GH4169合金沉积态以及1100 ℃保温5和30 min后试样的再结晶组织全Euler角图

在材料的界面结构中, 将取向差小于2°的小角度晶界称作亚晶界. 亚晶界可能是位错的规则排列, 也可能是位错的少量塞积. 在合金的再结晶形核过程中, 亚晶粒起了很重要的作用. 利用EBSD技术对LSF GH4169合金沉积态试样以及1100 ℃保温5和30 min的试样进行亚晶粒分析, 分析结果如图3所示. 图中显示了角度大于2°的所有界面, 包括晶界和孪晶界, 并给出了对应的各晶粒以椭圆形状近似后的分布结果. 如图3a所示, 在所有的粗大柱状晶的晶界附近存在许多细小的亚晶粒, 部分粗大柱状晶内无亚晶粒分布, 而大部分粗大柱状晶内同时也分布有大量的亚晶粒. 图3b显示,当经过1100 ℃保温5 min的热处理后, 柱状晶粒周围的亚晶粒结构明显减少, 形成了与周围晶粒具有明显取向差的新晶粒, 而且原粗大柱状晶内部的亚晶粒数量也相应减少, 粗大柱状晶被分割成尺寸较大的近似等轴晶粒. 在1100 ℃保温30 min后, 亚晶结构几乎消失, 整个晶粒结构变为较细小的等轴晶粒, 相互间保持大的取向差关系, 显示再结晶在大部分晶粒内部已基本完成, 如图3c所示.

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图4   

Fig.4   图3中LSF GH4169合金试样取向分析

Kaibyshev等^[13]在研究Ni-20%Cr合金的动态再结晶行为时发现, 在较高的测试温度下, 新的再结晶晶粒主要通过亚晶形核机制形成, 即存在亚晶形成并逐渐由小角度晶界转变成为大角度晶界的连续演化过程. 从图3中所示的LSF GH4169合金静态再结晶亚晶结构变化来看, 在再结晶初期虽然出现了亚晶数量的明显降低, 但是在原粗大柱状晶粒内部并未出现新的再结晶晶粒, 仅在原粗大柱状晶边界位置以及连续生长粗大柱状晶的层间过渡位置出现了新的再结晶晶粒, 这些位置由于存在较大的晶格畸变而具有较高的能量, 因此发生再结晶的时间也比粗大柱状晶内部早. 这说明, 亚晶形核机制在LSF GH4169合金再结晶初期具有一定作用.

图4给出了沉积态试样以及1100 ℃保温5和30 min后各热处理试样的横向跨多晶粒(A₁A₂, C₁C₂, E₁E₂线)和晶粒内部水平方向(B₁B₂, D₁D₂, F₁F₂线)的点对点取向差和累积取向差分析结果. 点对点取向差是指2个相邻扫描点之间的取向差, 而累积取向差表示从第1个扫描点与第N个扫描点之间的取向差. 从图中可以看出, 依据沉积态试样在横跨多个晶粒的点对点取向差以及累积取向差, 原始的柱状晶晶界均为大角度晶界, 且在粗大柱状晶内部, 即2个大角度晶界之间的晶内区域也存在取向差. 晶内的点对点取向差在沉积态试样中最大可达到5°左右, 而在1100 ℃保温5和30 min后的热处理试样中分别降为3°左右和2°以下. 同时可以看出, 晶粒内部的累积取向差也随着热处理时间的增加而减小. 在沉积态试样中存在水平方向接近10°的累积取向差; 在1100 ℃保温5 min后晶粒内部仍存在水平方向4°的累积取向差; 1100 ℃保温30 min后晶粒内部水平方向的累积取向差减小到2°以下. 结合图3发现, 在1100 ℃热处理5 min后, 大部分亚晶界正处在发展中, 而到30 min后, 亚晶界的发展已基本完成. 而且, 从各状态试样横向跨多晶粒的点对点取向差来看, 沉积态试样的最高取向差为45°左右, 为一般的普通大角度晶界, 且数量较少; 在热处理5 min后大部分大角度晶界仍为50°以下的普通大角度晶界, 极少量取向差达到60°, 这说明此时已经有少量的孪晶出现(图4c); 到保温30 min后, 可以看到大部分的大角度晶界取向差达到60°, 说明此时已经出现了大量的孪晶界面.

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图5   

Fig.5   LSF GH4169合金沉积态以及1100 ℃保温5和30 min后试样的晶界取向分布

由图4d可以看到, LSF GH4169合金沉积态试样中粗大柱状晶两侧大角度晶界附近, 自晶界到晶粒内部存在明显的取向梯度. Belyakov等^[14]认为, 晶界弓出形核机制的发生是由于晶粒间的不均匀变形的发展以及原始晶界附近取向梯度的形成造成的, 基于此, LSF GH4169合金由于晶粒内部存在一定的取向梯度, 在一定温度的热驱动下再结晶晶粒便可以晶界的弓出机制形核, 原有的大角度晶界可通过局部的迁移而弓出, 为再结晶晶粒的产生提供有利位置. 因此, 晶界弓出机制也是LSF GH4169合金再结晶早期阶段重要的形核机制.

2.3 界面特点

为了研究热处理时间对LSF GH4169合金晶体取向的影响, 利用EBSD结果计算了各试样在不同热处理时间的晶界取向差角的分布情况, 结果如图5所示. 可见随热处理时间的延长, 小角度晶界比例在减小, 大角度晶界比例在增加. 对于LSF GH4169合金沉积态试样, 从图中可以看出, 大部分晶界角度差在<10°的范围内, 即大部分晶界为小角度晶界, 而大角度晶界的比例很小. 在1100 ℃保温5 min后, <10°的小角度晶界比例相对减少, 而>10°的大角度晶界数量明显增多, 且在10°~50°范围内分布较为均匀, 说明此时由小角度晶界到大角度晶界的转变正在进行, 且再结晶过程中晶界角度的变化是由小到大连续变化的. 60°角的特殊界面孪晶界此时也已占一定比例. 在热处理时间超过30 min后, 小于20°的晶界比例已经很少, 仅存在少量的2°左右的亚晶界, 10°~50°范围内的大角度晶界比例已经远远超过小角度晶界的比例. 同时60°角的特殊界面孪晶界已经占很高的比例.

根据文献[15]报道, 晶界取向差在10°~15°范围内的晶界被认为是从小角度晶界向大角度晶界发生转变的范围, 王岩^[16]将这一范围的晶界称作中等角度晶界. 中等角度晶界的含量越低, 则说明在再结晶过程中由小角度晶界向大角度晶界的转变越快. 从图5可见, 在保温5 min时, 10°~15°范围内的晶界比例并没有明显高出角度<15°的各大角晶界比例, 而且在保温30 min后出现10°~15°范围内的晶界所占比例几乎为0的情况. 这说明LSF GH4169合金试样在热处理过程中, 由小角度晶界到大角度晶界的转变完成得很快.

对各试样中的特殊界面<111>60°孪晶界进行分析, 如图6所示, 图中红色实线显示为孪晶界. 如图显示, 在1100 ℃保温5 min后, 仅在极少的区域出现孪晶界, 约占整个晶界体积分数的1%左右; 而在保温时间增加到30 min后, 孪晶界的体积分数达到44%. 再结晶晶粒内部孪晶界的体积分数很高, 说明孪晶的形成对合金静态再结晶过程中的晶粒细化起了很重要的作用.

一般认为退火孪晶往往是在晶粒的长大过程中产生的. Mahajan等^[17]认为, 较高的晶界可动性会导致孪晶的形核, 且形核主要是通过一个迁移的原始晶界分解为一个不可动的孪晶部分、可动的孪晶部分和一个小角度晶界来实现的. LSF GH4169合金在固溶处理时间较长时, 合金中的Laves相通常已经全部或接近全部溶解, 或只剩下尺寸细小的颗粒状Laves相, 这样, 在晶界移动时, 位错可以通过Orowan机制绕过这些析出相, 此时的大角度晶界具有较快的移动速率, 即具有高的可动性. 按照Mahajan等^[17]的分析, 粗大柱状晶粒内部孪晶的形核则可能是, 晶界的移动过程中遇到晶粒内部存在的尺寸较大的MC相以及残余Laves相时, 较高的晶界可动性导致孪晶的形核, 并最终形成了晶粒内部的孪晶带.

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图6   

Fig.6   LSF GH4169合金沉积态以及1100 ℃保温5和30 min后试样的孪晶界

2.4 再结晶驱动力及形核机理

LSF过程中熔覆区局部经受一个不均匀的快速加热和快速冷却作用, 虽然后续激光熔覆过程中的热量输入会升高已沉积部分的温度, 起到部分去应力退火的作用, 但是因为LSF过程中激光束输入的能量集中, 加热速率快, 激光熔覆所造成的热影响区小, 并且随后的冷却速率较快, 在这些区域又造成新的热应力. 因此, LSF GH4169合金中存在较大的残余热应力. 图7中给出了激光立体成形GH4169合金沉积态试样的TEM像. 可以看到, 沉积态试样中存在大量位错, 以位错缠结形式存在. 正是由于残余应力的存在, 在后续热处理过程中材料发生了静态再结晶, 原有的粗大柱状晶组织转变成为较细小的等轴晶组织.

目前, 对于镍基高温合金静态再结晶晶粒细化机制方面的研究报道很少. 从图3所示的再结晶过程来看, 与传统的大塑性变形金属材料静态再结晶过程不同, LSF GH4169合金的再结晶过程首先开始于原粗大柱状晶边界位置以及连续生长粗大柱状晶的层间过渡位置, 这些位置的再结晶晶粒形核表现出与晶粒内部取向梯度和亚晶粒相关的特性. 因此, 在LSF GH4169合金再结晶初期, 由于原粗大柱状晶边界位置以及连续生长粗大柱状晶的层间过渡位置具有较高的能量, 再结晶晶粒核心首先在这些区域以亚晶形核和晶界弓出形核方式形成. 从图3b所示1100 ℃保温5 min后的再结晶组织来看, 依靠亚晶形核和晶界弓出形核方式形核并长大后的晶粒并不能够实现原粗大柱状晶的完全细化. 随保温时间的延长, 一些界面的取向差逐渐增大, 界面的可动性提高, 较高的晶界可动性会导致孪晶以晶界分解的方式形核, 而晶界处和晶粒内部形核并长大的孪晶起到了进一步细化晶粒的作用^[15](图2c), 即在再结晶后期, 孪晶相关的再结晶形核机制对LSF GH4169合金原粗大柱状晶粒内部区域的组织细化具有重要作用.

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图7   

Fig.7   LSF GH4169合金沉积态试样的TEM像

综上所述, LSF GH4169合金的晶粒细化机制,在再结晶初期以原始晶界的亚晶形核和晶界弓出机制为主, 而在再结晶晶粒的长大阶段, 孪晶以原始晶界分解的方式形核并长大, 在合金内部形成了高比例的孪晶界, 起到了进一步细化晶粒的作用.

3 结论

(1) 依靠成形后的再结晶过程可以实现LSF GH4169合金晶粒组织的细化, 实现由粗大柱状晶到等轴晶的转变.

(2) 再结晶过程各晶粒的晶体取向逐渐变得随机, 消除了沉积态材料中原本存在的各向异性. 同时合金的界面结构也发生变化, 大角度晶界数量逐渐增多, 且再结晶后期<111> 60°孪晶界大量出现.

(3) 孪晶的形成对LSF GH4169合金静态再结晶过程中的晶粒细化起了很重要的作用, 孪晶相关的晶粒细化机制是再结晶后期晶粒细化的重要机制.

参考文献

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