趙吉賓，王志國(guó)，趙宇輝，龍　雨，王福雨，來(lái)佑彬

(中國(guó)科學(xué)院 沈陽(yáng)自動(dòng)化研究所 裝備制造技術(shù)研究室，沈陽(yáng) 110016)

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真空熱處理對(duì)激光近凈成形In625和C-276合金性能的影響

趙吉賓，王志國(guó)，趙宇輝，龍雨，王福雨，來(lái)佑彬

(中國(guó)科學(xué)院 沈陽(yáng)自動(dòng)化研究所 裝備制造技術(shù)研究室，沈陽(yáng) 110016)

對(duì)激光近凈成形兩種鎳基高溫合金Inconel 625和Hastelloy C-276分別進(jìn)行熱處理實(shí)驗(yàn)，然后分析熱處理工藝參數(shù)對(duì)合金室溫拉伸性能的影響。結(jié)果分析表明：在800,900℃去應(yīng)力熱處理后，Inconel 625合金抗拉強(qiáng)度提升不明顯，而在1000℃以上進(jìn)行固溶處理后，合金抗拉強(qiáng)度得到提高。1100℃熱處理后，Inconel 625合金的抗拉強(qiáng)度與沉積態(tài)相比得到明顯提高。在800,900℃去應(yīng)力熱處理后，Hastelloy C-276合金強(qiáng)度也未明顯提高，而在1000℃以上進(jìn)行熱處理，隨著熱處理溫度提高，合金抗拉強(qiáng)度逐漸升高。1150℃進(jìn)行熱處理后，Hastelloy C-276合金的抗拉強(qiáng)度與沉積態(tài)相比得到明顯提高。激光近凈成形工藝制備的兩種鎳基高溫合金室溫拉伸斷裂方式為韌性斷裂。

鎳基高溫合金；激光近凈成形；熱處理；力學(xué)性能

鎳基高溫合金材料在航空航天、能源工業(yè)、化學(xué)工業(yè)中已經(jīng)獲得了廣泛的應(yīng)用[1]。Inconel 625合金是一種Ni-Cr-Mo-Nb系固溶強(qiáng)化型鎳基高溫合金，由于其所具備的優(yōu)異力學(xué)性能及抗腐蝕性能，在燃?xì)廨啓C(jī)、核工業(yè)、化學(xué)工業(yè)等領(lǐng)域獲得了廣泛的應(yīng)用[2]。Hastelloy C-276合金作為一種Ni-Cr-Mo系鎳基高溫合金，由于其具有較好的高溫強(qiáng)度、韌性及優(yōu)越的抗腐蝕和抗氧化性能，在化工、石油和核工業(yè)等領(lǐng)域也獲得了廣泛的應(yīng)用[3，4]。通常采用這類耐腐蝕性合金制備的零件形狀復(fù)雜，采用常規(guī)工藝制備零部件所需成本高、材料利用率低。激光近凈成形(Laser Engineered Net Shaping, LENS)作為一種多學(xué)科交叉的新興加工工藝，由于其自身所具備的工藝特點(diǎn)，在制造鎳基高溫合金復(fù)雜零部件上有獨(dú)特的優(yōu)勢(shì)，因而開(kāi)展鎳基高溫合金激光近凈成形相關(guān)研究是非常必要的。

經(jīng)過(guò)激光近凈成形工藝所制備的合金零件內(nèi)部存在著復(fù)雜的殘余應(yīng)力場(chǎng)，對(duì)零件的使用造成極大的危害。另外，激光近凈成形所制備的零件組織往往還需要通過(guò)后續(xù)熱處理來(lái)進(jìn)一步優(yōu)化。目前國(guó)內(nèi)外一部分研究學(xué)者已經(jīng)開(kāi)展了鎳基高溫合金激光/電子束近凈成形制備表面涂層組織性能的研究[5-7]，但是對(duì)激光近凈成形后續(xù)熱處理工藝的研究較少。在鎳基高溫合金激光近凈成形相關(guān)研究方面，國(guó)內(nèi)外相關(guān)研究學(xué)者對(duì)Inconel 718合金激光近凈成形及后續(xù)熱處理相關(guān)工藝研究相對(duì)較深入[8-13]，對(duì)激光近凈成形Hastelloy C-276合金還未開(kāi)展報(bào)道，對(duì)Inconel 625激光近凈成形后續(xù)熱處理工藝相關(guān)研究也處于起步階段[14-17]，Dinda等[14]，Xing等[15]對(duì)Inconel 625合金激光近凈成形后續(xù)熱處理對(duì)合金組織影響開(kāi)展了初步研究?；谝陨涎芯勘尘?，對(duì)于激光近凈成形高溫合金開(kāi)展熱處理工藝的研究就顯示出重要意義。本工作對(duì)激光近凈成形兩種抗腐蝕型鎳基高溫合金Inconel 625和Hastelloy C-276進(jìn)行熱處理工藝研究，研究熱處理工藝參數(shù)對(duì)兩種合金性能的影響規(guī)律，以期獲得激光近凈成形兩種鎳基高溫合金的合理熱處理工藝參數(shù)。以下部分對(duì)Inconel 625和Hastelloy C-276合金分別簡(jiǎn)稱為In625和C-276合金。

1　實(shí)驗(yàn)材料與方法

1.1激光近凈成形制備沉積態(tài)試樣

在中科院沈陽(yáng)自動(dòng)化研究所自行開(kāi)發(fā)的激光近凈成形系統(tǒng)上制備了初始沉積態(tài)試樣，該激光近凈成形系統(tǒng)由IPG-2000型光纖激光器(最大輸出功率2kW)、高精度同軸送粉器、6關(guān)節(jié)度Staubli機(jī)器人、同軸送粉噴嘴以及基板冷卻系統(tǒng)等關(guān)鍵設(shè)備組成。激光近凈成形采用的兩種鎳基高溫合金In625和C-276粉末化學(xué)成分如表1所示。分別對(duì)兩種合金采用相同的工藝參數(shù)(激光功率1300W、掃描速率7mm/s、送粉速率1.5g/min)，在45鋼基板上成形了6塊薄壁狀沉積態(tài)試樣(其中5塊沉積態(tài)試樣用于后續(xù)熱處理分析)，所制備的薄壁試樣尺寸為75mm×80mm×4mm。

從45鋼基板上切取沉積態(tài)試樣，并沿沉積方向上切取熱處理試樣，并預(yù)留沉積態(tài)試樣做對(duì)比分析，每塊沉積態(tài)試樣上切取3個(gè)熱處理試樣，并密封于同一真空石英管中，確保合金熱處理過(guò)程中不受氧化。分別對(duì)In625和C-276合金進(jìn)行上述實(shí)驗(yàn)步驟，圖1為兩種合金密封處理后試樣。

表1　In625和C-276合金粉末化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)/%)

圖1　真空密封處理后兩種合金熱處理試樣Fig.1　Samples for heat treatment under vacuum sealing process

1.2真空熱處理

對(duì)兩種合金進(jìn)行真空熱處理實(shí)驗(yàn)，表2為兩種合金所采用的熱處理工藝參數(shù)(其中No.5為2級(jí)熱處理工藝)。在熱處理后對(duì)合金的室溫拉伸性能進(jìn)行測(cè)試，并用掃描電鏡分析合金熱處理態(tài)和沉積態(tài)組織變化與斷口形貌變化規(guī)律。激光近凈成形兩種合金的熱處理工藝參數(shù)設(shè)置參考了合金常規(guī)的熱處理工藝參數(shù)，及通過(guò)差熱分析所獲得的兩種合金相變溫度。熱處理工藝參數(shù)選擇范圍，包含了合金的去應(yīng)力處理和固溶處理溫度區(qū)間。

表2　In625和C-276熱處理工藝參數(shù)

圖2　拉伸試樣尺寸Fig.2　Size diagram of tensile sample

真空熱處理后，將熱處理試樣加工成拉伸試樣，每組熱處理參數(shù)取三個(gè)拉伸試樣，拉伸試樣尺寸如下圖2所示。對(duì)沉積態(tài)以及熱處理態(tài)試樣進(jìn)行室溫拉伸實(shí)驗(yàn)，并將所獲得實(shí)驗(yàn)數(shù)據(jù)進(jìn)行統(tǒng)計(jì)分析。

2　結(jié)果與分析

2.1熱處理工藝參數(shù)對(duì)In625合金性能影響

圖3為不同狀態(tài)激光近凈成形In625合金室溫強(qiáng)度對(duì)比圖。其中HT1～HT5分別代表激光近凈成形In625合金所采用的表2中熱處理工藝參數(shù)1～5。每個(gè)熱處理溫度下的強(qiáng)度值為同一熱處理工藝下3個(gè)拉伸試樣強(qiáng)度取平均所獲得。通過(guò)對(duì)激光近凈成形制備的In625合金沉積態(tài)和熱處理態(tài)性能進(jìn)行統(tǒng)計(jì)分析、對(duì)比可以得出，在800～1100℃區(qū)間進(jìn)行熱處理后，合金的屈服強(qiáng)度變化不大，而抗拉強(qiáng)度出現(xiàn)變化。800℃和900℃退火后，合金的抗拉強(qiáng)度與沉積態(tài)相比基本相同。在1000℃以上進(jìn)行熱處理后，合金的抗拉強(qiáng)度相比于沉積態(tài)得到提高。在1100℃熱處理后，合金強(qiáng)度得到明顯提高。

圖3　沉積態(tài)及熱處理態(tài)In625合金力學(xué)性能對(duì)比Fig.3　Comparison of mechanical property of In625 alloy under heat treatment and deposited conditions

In625合金在較低溫度(800，900℃)下進(jìn)行熱處理后，合金的強(qiáng)度與沉積態(tài)相比基本上無(wú)變化。在800，900℃進(jìn)行熱處理時(shí)，熱處理溫度還未達(dá)到相變溫度，且熱處理后晶粒大小也未發(fā)生變化，組織基本上與初始沉積態(tài)相同，熱處理僅僅消除了激光近凈成形試樣內(nèi)部存在著復(fù)雜的殘余應(yīng)力。800，900℃熱處理后合金抗拉強(qiáng)度未發(fā)生明顯變化，可見(jiàn)去應(yīng)力處理對(duì)In625合金的室溫強(qiáng)度沒(méi)有明顯影響。根據(jù)文獻(xiàn)[14]研究表明，In625激光近凈成形后，沉積態(tài)組織中存在著分布于枝晶間的γ"、MC型碳化物、Laves等析出相。文獻(xiàn)[14,15]研究表明在900℃進(jìn)行熱處理后，γ"相轉(zhuǎn)變?yōu)棣南?，?000℃以上熱處理后，合金中γ"，Laves等析出相溶解。熱處理過(guò)程中合金析出相的變化對(duì)合金性能有著重要的影響。即使同一種合金，可能會(huì)由于組成元素種類和成分差異，出現(xiàn)不同的組織和組成相。分析沉積態(tài)In625合金組織可知，由于激光近凈成形過(guò)程凝固速率大，最后凝固的枝晶間位置Cr，Nb，Mo等元素富集，如圖4沉積態(tài)組織中析出相能譜分析所示，根據(jù)文獻(xiàn)中研究以及析出相中的元素組成分析，確定枝晶間析出相為L(zhǎng)aves相，Laves相固定了大量的Cr，Mo，Nb等元素，降低了固溶強(qiáng)化作用。在800，900℃熱處理，合金中的Laves相沒(méi)有溶解，因而合金強(qiáng)度沒(méi)有得到提高。

1000℃以上對(duì)激光近凈In625合金進(jìn)行熱處理，初始沉積態(tài)組織中的Laves相出現(xiàn)溶解，合金抗拉強(qiáng)度得到提高。對(duì)比圖5(a)，(b)沉積態(tài)和熱處理(1100℃×1h)后合金組織，可以得出，熱處理態(tài)組織相比于沉積態(tài)組織Laves相尺寸明顯減小，Laves相的溶解會(huì)導(dǎo)致合金中枝晶間成分偏析減弱，一部分強(qiáng)化元素固溶于基體中進(jìn)一步強(qiáng)化合金，合金的強(qiáng)度得到了明顯升高。含Nb元素的鎳基高溫合金在時(shí)效處理后，合金組織可能析出γ"相，而本工作對(duì)成形后合金組織分析，并未發(fā)現(xiàn)有γ"相析出，因而時(shí)效處理對(duì)合金性能影響很小。

圖4　激光近凈成形In625合金沉積態(tài)組織能譜分析　(a)SEM照片；(b)能譜分析結(jié)果Fig.4　Spectrum analysis of In625 precipitation phase by LENS　(a)SEM micrograph；(b)EDS analysis

經(jīng)過(guò)激光近凈成形制備的In625合金力學(xué)性能與常規(guī)工藝制備合金力學(xué)性能對(duì)比研究可得，激光近凈成形制備的In625合金經(jīng)過(guò)固溶熱處理(1100℃×1h)后合金室溫強(qiáng)度為745MPa，介于鑄造態(tài)和鍛造態(tài)之間，表3為常規(guī)工藝制備In625合金室溫拉伸力學(xué)性能[2]。經(jīng)過(guò)激光近凈成形所制備的In625合金枝晶間距小于常規(guī)鑄造態(tài)枝晶間距，細(xì)小的亞結(jié)構(gòu)保證了合金的高性能[14]。激光近凈成形過(guò)程合金凝固速率大，組織中亞結(jié)構(gòu)非常細(xì)小，因而激光近凈成形制備的In625合金室溫強(qiáng)度優(yōu)于鑄造態(tài)。本工作制備的In625合金強(qiáng)度與鍛造態(tài)存在一定的差距，分析原因可能是由于合金零件初始的沉積態(tài)試樣中存在著一些顯微縮松，對(duì)合金的性能造成了影響，圖6為激光近凈成形制備的In625合金顯微組織，可以看到合金存在著顯微縮松。由于本工作在激光近凈成形過(guò)程中，激光功率較低，成形基板固定于通循環(huán)冷卻水的裝置上，導(dǎo)致成形過(guò)程熱輸入低，并且合金凝固速率高，因而移動(dòng)熔池上部在最后凝固的枝晶間位置處沒(méi)有得到及時(shí)補(bǔ)縮而形成顯微縮松，激光重新掃過(guò)該位置時(shí)，已成形部分中出現(xiàn)缺陷的位置未能完全重熔而導(dǎo)致最終縮松的形成。另外合金中的元素含量差異對(duì)合金的性能有一定的影響，本工作所用的In625合金由于元素種類及成分決定了成形后合金組織中未有明顯的強(qiáng)化相析出，因而未能通過(guò)沉淀強(qiáng)化進(jìn)一步強(qiáng)化合金。

圖5　In625合金組織　(a)沉積態(tài)；(b)1100℃×1hFig.5　Microstructure of In625 alloy　(a)deposited condition；(b)1100℃×1h

表3　常規(guī)工藝制備的In625合金力學(xué)性能[2]

圖6　激光近凈成形In625合金組織Fig.6　Microstructure of In625 alloy by LENS

圖7　沉積態(tài)及熱處理態(tài)C-276合金力學(xué)性能對(duì)比Fig.7　Comparison of mechanical property of C-276 alloy under heat treatment and deposited conditions

2.2熱處理工藝參數(shù)對(duì)C-276合金性能影響

圖7為激光近凈成形C-276合金熱處理態(tài)和沉積態(tài)室溫強(qiáng)度對(duì)比圖。其中每個(gè)熱處理溫度下的強(qiáng)度值為同一熱處理工藝下2個(gè)拉伸試樣強(qiáng)度取平均值所獲得。HT6～HT10分別為C-276合金所采用的表2中熱處理工藝參數(shù)6～10。分析圖中的數(shù)據(jù)，在800～1150℃內(nèi)，隨著熱處理溫度的提高，屈服強(qiáng)度變化不明顯。800，900℃熱處理后，合金的抗拉強(qiáng)度相比于沉積態(tài)提高不明顯，而1000℃以上進(jìn)行熱處理時(shí)，合金抗拉強(qiáng)度隨著熱處理溫度提高而升高。

對(duì)激光近凈成形C-276合金沉積態(tài)組織分析，合金組織中存在白色的析出相，能譜分析(如圖8所示)表明析出相中主要含Cr，Mo，Ni，W等元素，結(jié)合C-276合金組成元素分析，表明沉積態(tài)組織中析出相應(yīng)為碳化物相，這些碳化物相集中分布于枝晶間，尺寸較大，導(dǎo)致合金出現(xiàn)微觀成分偏析，影響合金的性能。在800，900℃熱處理時(shí)，合金中的碳化物相并未出現(xiàn)溶解，且初始組織中的枝晶間距和晶粒大小并基本上沒(méi)有變化，所以在較低溫度下熱處理后合金組織與沉積態(tài)基本相同，因而強(qiáng)度沒(méi)有明顯提升。同樣可以得出，C-276合金在去應(yīng)力熱處理后，合金強(qiáng)度基本上沒(méi)有提高。

當(dāng)熱處理溫度升高到1070℃和1150℃后，熱處理后合金的強(qiáng)度明顯升高。對(duì)比圖9中(a)，(b)沉積態(tài)組織與(1150℃×1h)熱處理態(tài)組織可得，熱處理過(guò)程中沉積態(tài)組織中的分布于枝晶間的碳化物相溶解于基體，使得合金微觀成分偏析減輕，熱處理后合金組織中碳化物相分布更加均勻、細(xì)小，而使得合金的室溫強(qiáng)度得到提升。經(jīng)過(guò)分析表明，對(duì)于激光近凈成形C-276鎳基高溫合金，在1070℃和1150℃固溶處理處理后，合金室溫強(qiáng)度得到明顯提高?？梢?jiàn)對(duì)于C-276合金激光近凈成形后需通過(guò)固溶熱處理進(jìn)一步優(yōu)化組織來(lái)提高合金性能，在較低溫度下去應(yīng)力退火處理后合金的室溫強(qiáng)度基本上不發(fā)生變化。

圖8　激光近凈成形C-276合金沉積態(tài)組織能譜分析　(a)SEM照片；(b)能譜分析結(jié)果 Fig.8　Spectrum analysis of C-276 precipitation phase by LENS　(a)SEM micrograph；(b)EDS

表4為鍛造工藝制備的C-276(N10276) 合金室溫拉伸性能，對(duì)比本工作激光快速成形制備的C-276合金室溫性能，可以得出激光近凈成形制備的C-276合金熱處理后室溫性能達(dá)到鍛件標(biāo)準(zhǔn)。激光近凈成形C-276合金內(nèi)部亞結(jié)構(gòu)細(xì)小，基本上無(wú)縮松、氣孔等缺陷，保證了其成形后零件高性能。相比于In625合金，在同樣的工藝參數(shù)下，C-276合金相比于In625合金激光近凈成形過(guò)程導(dǎo)熱慢，熔池凝固速率小于In625合金(但仍然遠(yuǎn)大于常規(guī)鑄造工藝凝固速率)，因而在激光近凈成形未出現(xiàn)缺陷。

表4　常規(guī)工藝制備的C-276合金力學(xué)性能

圖9　C-276合金組織　(a)沉積態(tài);(b)1150℃×1hFig.9　Microstructure of C-276 alloy　(a)deposited condition;(b)1150℃×1h

2.3兩種合金斷口形貌分析

圖10為In625合金沉積態(tài)和熱處理態(tài)斷口形貌照片，激光近凈成形沉積態(tài)和800℃熱處理態(tài)室溫拉伸都呈穿晶斷裂，斷口照片中韌窩尺寸較大。經(jīng)過(guò)1100℃熱處理后，合金仍呈現(xiàn)穿晶斷裂，韌窩變小，這是由于固溶熱處理后，合金組織和成分更加均勻。圖11為C-276合金沉積態(tài)和熱處理態(tài)斷口形貌照片，對(duì)比圖中照片可以看出，激光近凈成形沉積態(tài)和熱處理態(tài)都呈現(xiàn)出韌性穿晶斷裂。沉積態(tài)和1150℃固溶熱處理態(tài)斷口形貌相比可知，沉積態(tài)試樣斷口韌窩較大而深，固溶熱處理后韌窩變小。

圖10　不同狀態(tài)下In625合金斷口形貌　(a)沉積態(tài);(b)800℃×1h;(c)1100℃×1hFig.10　Fracture morphology of In625 alloy under different conditions (a)deposited condition；(b)800℃×1h；(c)1100℃×1h

圖11　不同狀態(tài)下C-276合金斷口形貌　(a)沉積態(tài);(b)900℃×1.5h;(c)1150℃×1.5hFig.11　Fracture morphology of C-276 alloy under different conditions (a)deposited condition;(b)900℃×1.5h;(c)1150℃×1.5h

總結(jié)激光近凈成形制備的兩種鎳基高溫合金In625與C-276的室溫拉伸斷裂方式，表明C-276和In625斷裂方式都呈穿晶斷裂，在斷口照片上能夠觀察到韌窩，可見(jiàn)采用激光近凈成形工藝制備的兩種鎳基合金C-276和In625的韌性都較好，熱處理態(tài)和沉積態(tài)室溫拉伸都呈現(xiàn)韌性斷裂。

3　結(jié)論

(1)激光近凈成形In625合金在800，900℃去應(yīng)力處理后，合金室溫抗拉強(qiáng)度基本上沒(méi)有提高，而固溶處理后，合金的抗拉強(qiáng)度得到提高。相比于沉積態(tài)，1100℃固溶處理后合金室溫抗拉強(qiáng)度得到明顯提高。激光近凈成形工藝所制備的In625合金熱處理后室溫強(qiáng)度處于鑄造態(tài)和鍛造態(tài)之間。

(2)激光近凈成形C-276合金在800，900℃去應(yīng)力熱處理后，合金室溫強(qiáng)度基本上沒(méi)有提高，而在1000℃以上固溶處理后，合金室溫抗拉強(qiáng)度隨著固溶溫度提高逐漸提高，屈服強(qiáng)度基本上無(wú)變化。在1150℃進(jìn)行熱處理后，C-276合金的抗拉強(qiáng)度與沉積態(tài)相比得到明顯提高。激光近凈成形工藝所制備的C-276合金，室溫強(qiáng)度達(dá)到了鍛造態(tài)水平。

(3)激光近凈成形制備的C-276和In625合金斷裂方式都呈穿晶斷裂，在斷口照片上能夠觀察到韌窩，可見(jiàn)采用激光近凈成形工藝制備的兩種鎳基高溫合金的韌性都較好，呈現(xiàn)韌性斷裂。

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Influence of Vacuum Heat Treatment on Properties of Laser Engineered Net Shaping In625 and C-276 Alloy

ZHAO Ji-bin，WANG Zhi-guo，ZHAO Yu-hui，LONG Yu，WANG Fu-yu，LAI You-bin

(Equipment Manufacturing Technology Department,Shenyang Institute of Automation,Chinese Academy of Sciences,Shenyang 110016,China)

The heat treatment of laser engineered net shaping two kinds of nickel-based superalloy was carried out，and the influence of heat treatment parameters to the alloy’s property was analyzed. The analysis of results indicates that: the room temperature tensile strength of Inconel 625 superalloy is not improved obviously under the stress relieving heat treatment, nevertheless after the solution treatment is done over 1000℃，the room temperature tensile strength is improved. The tensile strength after 1100℃ heat treatment is improved obviously compared with the deposited condition. The room temperature strength of Hastelloy C-276 is not improved obviously under the stress relieving heat treatment. Whereas, when the heat treatment is done above 1000℃, the room temperature tensile strength of laser near net shaping Hastelloy C-276 superalloy gradually increases with the increase of heat treatment temperature. After 1150℃ heat treatment, the tensile strength of Hastelloy C-276 increases obviously, compared with the deposited condition. The fracture mode of the two kinds of laser engineered net shaping nickel-based superalloy is ductile fracture.

nickel-based superalloy；laser engineered net shaping；heat treatment；mechanical property

10.11868/j.issn.1001-4381.2016.03.005

TG146.4

A

1001-4381(2016)03-0028-07

中科院重點(diǎn)部署項(xiàng)目(KGZD-EW-T04-2)

2014-11-06；

2015-05-06

趙吉賓(1970-)，男，研究員，博士，主要從事金屬材料激光加工方面的研究，聯(lián)系地址：沈陽(yáng)市沈河區(qū)南塔街114號(hào)中國(guó)科學(xué)院沈陽(yáng)自動(dòng)化研究所(110016)，E-mail:jbzhao@sia.cn