中国有色金属学报 2003,(01),181-187 DOI:10.19476/j.ysxb.1004.0609.2003.01.034

FGH95合金激光成形定向凝固显微组织与性能

冯莉萍 黄卫东 林鑫 杨海欧

西北工业大学凝固技术国家重点实验室,西北工业大学凝固技术国家重点实验室,西北工业大学凝固技术国家重点实验室,西北工业大学凝固技术国家重点实验室 西安710072 ,西安710072 ,西安710072 ,西安710072

摘 要：

利用FGH95合金粉末在DD3单晶基材和定向凝固镍基高温合金的择优晶面 (与择优晶向垂直的晶面 )上进行激光多层涂覆实验 ,得到了从基材外延生长的单晶涂覆层。涂层由细小柱状枝晶组织组成 ,枝晶一次间距约为 10 μm ,二次臂退化。由于局部凝固条件的不同 ,枝晶干区域的γ′相为球形、枝晶间区的γ′相为立方体形态 ,尺度均小于 0 .1μm。激光涂覆层中的主要元素Cr和Co的偏析比基材铸态组织中的偏析大大减轻。对标准热处理后的试样进行分析表明 :试样中的γ′相主要为方圆形 ,且尺度均匀。涂层中各元素的显微偏析比热处理之前有明显减轻。沿片状力学性能试样柱状晶生长方向进行拉伸 ,强度指标达到同种材料粉末冶金试件的 97.9% ,塑性超过粉末冶金试件。断口分析表明 ,FGH95合金的断裂机制为塑性断裂

关键词：

激光成形定向凝固;FGH95;成分偏析;力学性能;

中图分类号： TG174.4

作者简介：冯莉萍(1973),女,博士研究生;

收稿日期：2002-03-15

基金：国家重点基础研究发展规划专题基金资助 (G2 0 0 0 0 672 0 5 3 );国家高技术研究发展计划基金资助 (2 0 0 1AA3 3 70 2 0 );

FGH95 superalloy laser metal forming directional solidification

Abstract：

Laser multi-layer cladding experiments we re performed on the preferential crystallography surface (plane normal to the pref erential crystallography orientation) of the DD3 single crystal rod and the dire ctional solidification nickel-base superalloy rod by using superalloy FGH95 pow der. Cladding layers growing epitaxially from the substrate can be obtained. The cladding layer consists of thin columnar dendritic, the primary arm spacing of which is about 10 μm, and the secondary arm is degenerated. γ ′ deposits are spherical in the dendritic trunk and cubical in the interdendritic area due to the difference of the local elements aggregation. The sizes of γ ′ phase are less than 0.1 μm. Composition segregation of main elements in the claddin g layer are highly alleviated on comparing with that of the substrate. After hea t treatment, the γ ′ deposits become cubic-spherical in the cladding layer and the size of them is more homogeneous in all of the single crystal cladding layers. Composition segregation is alleviated further after heat treatment. Mech anical measurement shows that yield strength acquires 97.9% of that in powder me tallurgic sample and the plasticity surpasses that in powder metallurgic sample, and the fracture of FGH95 shows plastic fracture.

Keyword：

laser metal forming; directional solidificati on; FHG95; composition segregation; mechanical property;

Received： 2002-03-15

定向凝固技术自1960年以来, 早已被证明是从事凝固过程研究的重要手段。 同时该技术作为一种有效的工艺方法, 在高性能航空发动机叶片以及功能材料的制造中发挥了重要的作用, 目前已经发展了多种定向凝固技术 ^[1] 。 随着新型材料和工艺的不断出现, 定向凝固技术也向着多学科交叉的方向发展。 新近出现的新型定向凝固技术如区域熔化液态金属冷却法、 深过冷定向凝固技术、 电磁约束定向凝固技术、 高能束超高温度梯度定向凝固技术等 ^[2,3,4,5] , 进一步丰富和发展了定向凝固技术及其理论。

本文作者所提到的金属激光成形定向凝固技术, 是在激光金属成形技术 ^[6,7] 的基础上发展起来的, 该技术与快速原型技术的基本原理相同, 即利用增材制造的概念, 将高能束的激光照射在同步喷送的金属粉末(丝)上, 逐层堆积, 可以在不用模具的条件下, 快速制造具有定向凝固组织的形状复杂的金属零件, 并且该技术对试样大小没有限制, 能够为工程提供不同尺寸和形状的定向凝固试件。 由于涂层中的凝固显微组织尺度显著细小, 因而有可能获得优异的力学性能。 因此该技术在航空领域中有极大的应用潜力。

本研究中选用热等静压涡轮盘用粉末FGH95合金作为实验材料, 基材为DD3单晶高温合金和定向凝固镍基高温合金, 研究金属激光成形定向凝固过程的涂层中组织形成规律以及成分偏析特点。 对试样进行标准热处理, 分析热处理前后, 涂层中显微组织和成分偏析情况。 沿Z轴对经过标准热处理后的片状定向凝固试样进行室温拉伸, 研究其断裂机理。

1 实验

实验在5 kW连续CO₂激光器上进行, 光斑直径为5 mm。 送粉系统包括了一个刮板式送粉器和有保护气帘的侧向喷嘴。 保护气为氩气。 实验所用工艺参数范围为:激光功率3～4 kW, 扫描速度5～10 mm/s, 送粉量7～12 g/min, 保护气流量5～10 L/min。

所选用的热等静压航空涡轮盘用FGH95合金粉, 粒度为>74 μm。 为减少粉末吸潮对涂层内部质量的影响, 实验前将粉末在150 ℃左右真空条件下烘干。 选用成分与粉末成分相近的圆柱状镍基单晶高温合金DD3作为基材, 圆柱直径为15 mm, 厚度为5 mm, 根据其枝晶生长特征, 在基材的择优晶面上进行激光多层涂覆实验, 研究涂层内的凝固显微组织。 在直径为30 mm、 厚度为5 mm的定向凝固镍基高温合金基材择优晶面上进行激光多层涂覆, 得到定向凝固的试样, 并沿柱状晶生长方向, 加工成标准的片状室温拉伸试样(见图1)。 粉末与基材的成分示于表1。

表1 粉末和基材的成分

Table 1 Nominal composition of substrate and powder (mass fracrion, %)

Material		C		Cr		Co		Al	Ti
FGH95		0.07		13.00		8.00		3.50	2.60
DD3		0.06		9.50		5.00		5.70	2.30
Nickel-base supper- alloy by directional solidification				16.00		9.08		3.24	3.66
Material	Mo		W		Nb	Zr	B			Ni
FGH95	3.5		3.50		3.80	0.05	0.01			bal.
DD3	4.20		5.20		-	<0.005	Trace			bal.
Nickel-base supperalloy by directional solidification	2.47		5.45		-	-	-			bal.

实验后利用线切割切取涂层的横、 纵及顶截面, 通过磨制、 抛光及腐蚀制备金相试样, 在光学显微镜、 扫描电镜和透射电镜上进行显微组织的观察。 利用扫描电镜附带的能谱仪分析涂层中成分偏析情况。 对涂层试样进行了标准热处理, 热处理制度为:1 140 ℃×1.5 h(固溶), 600 ℃盐淬, +870 ℃×1.5 h空冷+650 ℃×24 h空冷(时效)。 力学性能拉伸实验在INSTRON8871机上进行, 最大载荷10 kN, 加载速度为0.5 mm/min。 实验后利用扫描电镜对其断口形貌进行观察, 分析FGH95合金的断裂机理。

2 结果及讨论

在单晶基材上进行激光多层涂覆获得完整单晶试件有两个先决条件:一是基体部分重熔, 以确保基材和涂层之间晶粒的外延生长。 二是避免激光熔池中出现形核及等轴晶的生长。 欲满足上述条件, 必须考虑局部工艺参数如激光功率P、 扫描速度V_b、 光斑直径D_b和送粉量Q的影响。 这些参数通过影响熔池中的温度梯度和凝固速度来影响凝固组织, 从而决定最终的凝固形态。

在金属液的凝固过程中, 一旦液相金属中发生形核后, 等轴晶将在液相中逐渐长大直到柱状晶生长到其位置并将其包裹到液相中, 因此, 通过计算等轴晶和柱状晶在凝固组织中的体积分数比即可以确定凝固组织的形态。 Hunt 提出当等轴晶的体积分数小于0.006 6时, 凝固组织即为柱状晶组织, 而当等轴晶组织的体积分数大于0.49时, 得到的是等轴晶组织 ^[8] 。 G?umann等 ^[9] 则从简化计算的角度出发, 将两者的转变界限定为等轴晶的体积分数是否大于0.5, 若大于则为等轴晶生长, 反之为柱状晶生长。 对高温合金CMSX-4激光熔池中固液界面前沿等轴晶和柱状晶的转化(CET)进行了计算, 表明不同的工艺参数组合, 可以得到不同的凝固显微组织, 在实验过程中只要能保证适当的工艺参数使得激光熔池中的凝固显微组织处于柱状晶生长区域, 并且各层组织在上一层的基础上外延生长, 就可以获得多层的定向凝固组织。 也即当满足公式Gⁿ/V>K时, 涂层中可以得到完全的柱状晶组织。 式中G为温度梯度、 V为凝固速度, n和K为与合金有关的常数。

采用的FGH95合金是一种与CMSX-4类似的高合金化的γ′相沉淀强化型镍基粉末高温合金。 根据前述柱状晶向等轴晶转化的模型, 对FGH95合金粉激光熔池中柱状晶向等轴晶转化进行了计算,

图1 宽度为6 mm的室温拉伸试样

Fig.1 Room temperature tensile sample with width of 6 mm

进而据此通过适当控制工艺参数, 得到了取向性良好的柱状晶组织。

2.1 凝固显微组织

图2所示是在DD3单晶合金的(001)晶面上进行激光多层涂覆不同位置的凝固显微组织。 在高度大约5 mm的尺度范围内(共涂覆10层), 除了在涂层顶部出现了取向改变的枝晶层外(箭头所指), 在整个涂层为取向与基材相同的单晶, 单晶内部由尺度明显细小的柱状枝晶组织组成。 顶部出现的转向枝晶的生成原因在文献 [ 11] 中已进行了详细的分析, 在此不再赘述, 因该层只出现在最顶部, 因而可以通过机加工的方式去掉, 而不影响整个涂层的取向, 这样在去掉顶部转向枝晶层后, 就得到了一个完整的单晶试样。 图中出现的亮暗相间的组织形态是图中所切的截面没有经过枝晶干而是与其平行, 与二次臂相交的组织。 涂层中枝晶一次间距大约10 μm, 随着层数的增加, 热量积累, 在试样的顶部一次臂粗大, 二次臂逐渐发达。 由于激光加工是一个高温度梯度和较快凝固速度的过程, 与铸态组织相比, 尺度要小一到二个数量级。 理论上, 柱状晶的平均一次间距λ₁和凝固条件之间满足以下方程 ^[12] :

λ₁=aG^-1/2V ?1/4t ${}_{\text{t}}^{-1/4}$

二次臂随冷却速度的变化满足以下公式 ^[13] :

λ2=bT˙?1/3 $\lambda {}_2=b\stackrel{\dot{}}{{\rm T}}{}^{-1/3}$

式中 λ₁, λ₂分别为一、 二次臂距, a, b为比例常数, T˙ $\stackrel{\dot{}}{{\rm T}}$ 冷却速率。

激光熔池中的温度梯度高达10⁶ K/m ^[6] , 凝固速度也在米每秒的量级, 因此, 与铸态组织(HRS法的温度梯度和凝固速度分别为30 K/cm和25 cm/h左右) ^[14] 相比, 一次臂距和二次臂距的大小都相应大大减小。 图3所示是基材和涂层中部横切枝晶主干的截面的凝固显微组织, 可以看出涂层中凝固显微组织相比基材显著细化。

2.3 显微偏析

图4所示是采用扫描电镜附带的能谱仪分别在基材和涂层中沿两枝晶干对角线所测得的合金元素Cr和Co的分布图, 从图4(a)中可以看出在大约450 μm的尺度范围内, 合金中的主要元素Cr和Co的偏析比SR(枝晶间最大(小)溶质含量/枝晶干最小(大)溶质含量)分别为1.589和1.118。 图4(b)所示为Cr和Co在激光定向凝固后的细枝晶中的分布图, 可以看出同铸态组织相比, 细枝晶中2元素分布已大大改善(二者的偏析比分别为1.094和1.103)。

枝晶偏析的形成是非平衡凝固的结果。 同时, 偏析的大小又受凝固非平衡程度的影响。 激光定向凝固组织中合金元素偏析的显著改善与2个因素有关:一是在超高温度梯度和较快的凝固速度下, 凝固过程显著地偏离平衡, 溶质截留效应增强使得溶质分配系数k趋于1, 从而凝固固相成分趋于合金的平均成分; 二是组织结构的超细化, 使得合金元素在固相中扩散带来的均匀化效应增强, 此外, 枝晶间的析出相在数量上减少, 在尺度上更加弥散、 细小, 均有利于合金元素的均匀分布。

图2 金属激光成形定向凝固的横截面显微组织

Fig.2 Microstructures of traverse section of metal laser forming directional solidification (a)—Interface between cladding layer and substrate; (b)—Inner part of cladding layer; (c)—Near-surface of external layer

图3 激光成形定向凝固基材与涂层的顶截面显微组织图

Fig.3 Microstructures of cross section of metal laser forming directional solidification (a)—Substrate; (b)—Medium of cladding layers

图4 主要合金元素的成分分布图

Fig.4 Composition distribution of main elements (a)—Substrate; (b)—Cladding layers

2.4 热处理对涂覆层中γ′相的影响

图5所示为热处理前后涂层内的透射电镜显微组织。 从图5(a)中可以看出, 原始涂覆层存在2种尺度和形态的γ′相, 这是因为凝固过程中晶间富集Al和Ti等γ′形成元素, 造成晶间γ固溶体的过饱和度较大, 析出单位体积的γ′相所引起的驱动力也较大, 这造成了γ′沉淀在晶间能够较早形核, 有足够长的时间长大, 因此尺度相对较大, 且呈现立方体状。 而枝晶干的γ′沉淀驱动力小于枝晶间, γ′相尺度比较小, 为圆球形。 图5(b)所示为经过热处理后涂层内透射电镜下γ′相的形态, 由图中可以看出, 经过固溶处理后, 原始涂层中尺寸不同的两种γ′相完全固溶到基材中, 经过2次时效处理后, 涂层中析出2种尺寸大小相差不大的γ′相, 且分布均匀。 由于二次γ′沉淀颗粒相的析出, 出现了两相的重叠度为0.1 μm左右。 这种尺度和形态分布的γ′相对应优良的力学性能。 其中γ′ 相的数量、 形态、 分布、 尺度大小对合金的高温强度起主要作用。 二次时效析出的细小弥散的γ′相对合金塑性起着重要作用。

另外, 通过对热处理前后涂层合金元素的分析发现, 各合金元素经长时间的均匀化处理, 成分偏析较处理前都有不同程度的减轻。 对于Cr和Co等主要合金元素处理前、 后偏析比变化不大, 但对于Al, Ti和Mo等易偏析元素, 偏析程度减轻的幅度更大, 处理前、 后各元素偏析比见表2。

表2 热处理前、 后各合金元素偏析比比较

Table 2 Comparison of different element segregation before and after heat treatment

Element	Segregation ratio
	Befor heat treatment	After heat treatment
Al	0.616	0.933
W	0.656	0.857
Mo	0.586	0.997
Ti	0.505	0.969
Cr	0.802	0.969
Co	0.943	0.989
Nb	0.34	0.845

图5 透射电镜下热处理前后涂层中γ′相的形态和大小

Fig.5 TEM morphologies and dimensions of γ′particles in cladding layers (a)—Initial morphology; (b)—Morphology after heat treatment

2.5 力学性能

在定向凝固基材上沿Z轴方向进行激光多层涂覆实验, 得到高度、 宽度和厚度分别为140 mm、 40 mm和5 mm的板状试样, 经加工后得到标准的片状力学性能试样, 沿柱状晶生长方向进行拉伸实验, 所得到的性能数据结果为: σ_b 1 400 MPa, σ_0.2 1 204 MPa, δ 18%。 与FGH95合金的粉末冶金拉伸试样的力学性能(σ_b 1 430 MPa, σ_0.2 1 145 MPa, δ 10%)相比, 强度达到了其97.9%, 而另外两项指标σ_0.2和δ均超过了粉末冶金试样的相应值。

图6所示为定向凝固力学性能拉伸试样拉断后的宏观形貌, 经宏观腐蚀后定向凝固的柱状晶粒明显可见, 试样断口处出现滑移变形带, 断口为锯齿形状, 说明试样在断裂前经过了大的塑性变形。

图7所示是断口形貌的扫描电镜照片, 通过断口组织形貌的观察, 发现锯齿状的断口对应着大的撕裂棱, 这部分是最后断裂的位置, 而细小的条纹是启裂位置(图7(a))。 图7(b)所示为断口的高倍扫描电镜照片, 经过激光处理后的高温合金的塑性大大提高, 激光涂层中由于晶粒细小, 因此在断口上可看到均匀分布的等轴小韧窝, 说明破坏前承受最大正应力作用。 随着应变的增大试件发生局部不均匀变形而出现颈缩, 颈缩区内存在三向应力场, 当应力达到某一值时, 沿基体的薄弱环节如MC颗粒形成微孔或微小的裂纹, 这些裂纹沿晶界(晶界上微孔和杂质是浓度最密集的区域)相互扩展, 逐渐相连, 材料的承载能力下降, 最终导致材料的断裂。 断口上出现韧窝是组成相韧性较高的标志。 由于晶粒细小、 MC碳化物相尺寸小且分布均匀, 在这些地方容易出现局部颈缩和破裂, 形成韧窝断裂。 在韧窝上还分布着形状规则的圆坑和白色圆形MC相, 圆坑为圆形颗粒剥离后留下的孔洞。 基本上可以确定激光定向凝固FGH95合金的断裂特性与常用的镍基高温合金相同, 为塑性断裂。

图6 定向凝固力学性能拉伸试样宏观形貌

Fig.6 Morphology of the directional solidification tensile sample

图7 定向凝固力学性能试样断口形貌

Fig.7 Fracture morphologies of directional solidification tensile sample (a)—Low magnification of SEM image; (b)—High magnification of SEM image

3 结论

1) 在单晶基材的择优晶面上进行激光多层涂覆实验, 切除顶部转向枝晶层后, 即得到了从基材外延生长的具有细小柱状枝晶组织的单晶涂覆层。

2) 显微分析表明, 激光涂覆层中的主要元素Cr和Co的偏析比基材铸态组织中的偏析大大减轻。

3) 对经过标准热处理后的片状力学性能试样沿Z轴进行力学性能测试, 发现拉伸强度指标达到同种材料粉末冶金试件的97.9%, 延性超过粉末冶金试件。 断口分析表明, FGH95合金的断裂机制为塑性断裂。

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