王文權, 王蘇煜, 陳飛, 張新戈,, 徐宇欣

選區激光熔化(selective laser melting，SLM)是一種基于計算機輔助設計(computer aided design，CAD)等軟件構造出零件的三維模型，在移動激光束的作用下，選擇性地將金屬粉末逐層熔化進而形成金屬零件的3D打印技術[1~3]。SLM工藝適合制造具有復雜幾何形狀的高精度金屬零件，已經成為增材制造領域中最具發展前景的技術[4,5]。在SLM過程中，每層金屬粉末在激光束作用下快速熔化后凝固，經歷了復雜的加熱和冷卻循環作用，因此，需要系統研究金屬材料SLM成形的組織特征和性能，為其工程化應用提供理論基礎[6,7]。

Inconel 718 (IN718)合金是一種時效強化的鎳基高溫合金，其基體相為fcc結構的奧氏體γ相，且強化相包括D022型體心四方晶系γ$″$相(Ni3Nb)和γ′相(Ni3(AlTi))以及D0a型正交晶系δ相(Ni3Nb)。該合金在高溫下具有良好的抗氧化、耐腐蝕和優異的力學性能，被廣泛應用于航空航天、石油化工和核工業等領域[8~10]。IN718合金具有良好的焊接性，而SLM過程可視為多層多道焊接工藝，非常適合進行IN718合金制備。目前，關于SLM工藝成形鎳基高溫合金的研究報道[6,11~14]主要集中于工藝參數優化和后續熱處理對合金組織性能的影響。近年來，通過碳化物、硼化物等硬質陶瓷顆粒增強SLM成形鎳基高溫合金的研究逐漸引起關注[15]。Yao等[9]研究發現，由于納米TiC的晶粒細化和位錯釘扎作用，SLM成形的TiC/IN718復合材料抗拉強度比IN718合金高130 MPa。Nguyen等[16]采用SLM工藝制備了不同WC含量的WC/IN718復合材料，研究發現，WC顆粒與基體形成良好的界面結合，WC質量分數為10%時抗拉強度達到1287 MPa。Zhang等[17]采用SLM成形了TiB2/Inconel 625復合材料，分析發現，微米級TiB2顆粒加入使Inconel 625中柱狀晶轉變為細小樹枝晶，顯著提高Inconel 625合金的顯微硬度。相比于其他的陶瓷顆粒增強相，TiN不僅具有高硬度、耐高溫、耐磨損和耐腐蝕等性能，還兼具一定的韌性以及化學穩定性[18,19]。然而，關于TiN陶瓷顆粒增強SLM成形IN718合金的研究還鮮有報道。

本工作采用SLM工藝制備TiN陶瓷顆粒增強的TiN/IN718復合材料，并分別進行直接時效、固溶時效和均勻化 + 固溶時效等3種熱處理工藝，對比分析成形態的IN718合金與TiN/IN718復合材料以及不同熱處理狀態下的TiN/IN718復合材料的組織特征和性能，為SLM增材制造鎳基高溫合金的復合材料提供理論依據。

1 實驗方法

選用尺寸介于17~54 μm之間的氣霧化球形IN718合金粉末以及尺寸介于10~30 μm的TiN粉末作為原材料。將粉末材料在真空干燥爐中加熱到150℃后干燥4 h，然后在YXQM-2L立式行星球磨機中將97% (質量分數，下同)的IN718合金粉末和3%的TiN粉末混合4 h，隨后通過JT-51B振蕩器對混合粉末進行粒度篩選，去除團聚粉末。IN718合金粉末的化學成分為：Cr 18.03，Fe 17.84，Mo 2.82，Nb 5.26，Al 0.45，Ti 1.02，Mn 0.22，Ni余量。

實驗采用NCL-M 2120型SLM設備，該設備的光纖激光器最大功率為200 W，聚焦光斑直徑為40 μm。成形前將基板預熱至180℃，且成形過程在高純Ar氣保護氣氛下進行。掃描采用圖1所示的“條形掃描策略”，每個條形區域的寬度為4 mm，其中的平行箭頭代表激光掃描路徑，激光沿著掃描路徑進行逐條逐區逐層掃描，相鄰層間的掃描路徑夾角為67°。通過對比致密度與表面質量，優化的SLM制備TiN/IN718復合材料的主要工藝參數為：激光功率150 W，激光掃描速率550 mm/s，搭接率45%。

圖1

圖1   選區激光熔化(SLM)掃描策略示意圖

Fig.1   Schematic of selective laser melting (SLM) scanning strategy (The red and blue parallel arrows represent the laser scanning path of the Nth and (N + 1)th layers, respectively)

使用TL-1400真空熱處理爐，選擇3種標準熱處理工藝對SLM成形的TiN/IN718復合材料進行熱處理[20~22]：(1) 雙時效(double aging，DA)，720℃保溫8 h + 50℃/h爐冷到620℃保溫8 h、空冷；(2) 固溶時效(solution-double aging，SA)，980℃保溫1 h、水冷 + 720℃保溫8 h + 50℃/h爐冷到620℃保溫8 h、空冷；(3) 均勻化 + 固溶時效(homogenization-solution-double aging，HSA)，1070℃保溫1.5 h、空冷 + 980℃保溫1 h、水冷 + 720℃保溫8 h + 50℃/h爐冷到620℃保溫8 h、空冷。

采用Scope Al型光學顯微鏡(OM)、VEGA3掃描電鏡(SEM)及其附帶的Oxford Aztec能譜儀(EDS)、D/Max 2500PC型X射線衍射儀(XRD)對TiN/IN718復合材料的微觀組織、成分和物相進行分析，且組織觀察與XRD分析的作用面均為試樣垂直截面。采用HVS-1000ZDT顯微硬度儀、MTS 810試驗機及CSM摩擦磨損試驗機對試樣力學性能進行測試，并利用SEM觀察拉伸試樣的斷口形貌。顯微硬度測試選用載荷為200 g，載荷加載時間為10 s，每個試樣測試20次得到平均顯微硬度。拉伸測試樣品為側臥式單獨打印成形樣品，表面與水平面垂直，對表面進行磨削，應變速率為0.5 mm/min，測試5個試樣并取平均值。摩擦磨損實驗選用直徑6 mm的Al2O3陶瓷球為摩擦對偶，法向載荷為8 N，實驗測試單程為90 m，測試時間為30 min；采用MFT-R4000高速往復摩擦磨損試驗儀擬合磨痕輪廓特征。

2 實驗結果與分析

2.1 IN718合金與TiN/IN718復合材料SLM成形態組織

IN718合金粉末和TiN粉末的SEM像如圖2所示?？梢钥吹絀N718合金粉末表面較為光滑，整體呈球狀，而TiN粉末均為不規則塊體。圖3為SLM成形IN718合金和TiN/IN718復合材料的組織?？梢钥闯?，SLM成形IN718合金呈典型的魚鱗狀結構，由于SLM工藝的層間錯開67°，因此熔道之間相互交疊，截面形貌不一致(圖3a)。SLM成形TiN/IN718復合材料試樣中，TiN顆粒均勻彌散分布于IN718基體，并與基體結合良好，試樣內部無孔洞及裂紋(圖3b)。與IN718合金不同的是，TiN/IN718復合材料的枝晶長度相對較短，這是由于在激光作用下IN718粉末熔化產生的熱量在傳導過程中遇到未熔化的TiN顆粒，熱擴散和晶粒生長受到阻礙。

圖2

圖2   IN718合金粉末和TiN顆粒的SEM像

Fig.2   SEM images of IN718 alloy powders (a) and TiN particles (b)

圖3

圖3   SLM成形IN718合金和TiN/IN718復合材料的OM像

Fig.3   OM images of SLMed IN718 alloy (a) and TiN/IN718 composite (b)

SLM成形IN718合金和TiN/IN718復合材料的EBSD晶粒取向分布圖如圖4所示?？梢姡?個試樣的晶粒主要取向均為<001>方向，其次為<011>方向，但TiN/IN718復合材料試樣中細小晶粒所占的比例更大，柱狀晶粒更為細長，TiN顆粒的加入明顯細化了試樣的晶粒。SLM過程中，未熔化的TiN顆粒的粗糙表面為IN718合金粉末的熔池凝固提供了異質形核點，有利于非均勻形核，細化了TiN/IN718復合材料晶粒。

圖4

圖4   SLM成形IN718合金和TiN/IN718復合材料的EBSD晶粒取向分布圖

Fig.4   EBSD grain orientation distribution maps of SLMed IN718 alloy (a) and TiN/IN718 composite (b)

2.2 熱處理對SLM成形TiN/IN718復合材料組織及相結構的影響

圖5為SLM成形態及3種熱處理態TiN/IN718復合材料試樣組織的OM像。可見，經過不同熱處理，試樣的組織產生較大差異。SLM成形態的TiN/IN718復合材料試樣魚鱗狀形貌明顯，熔化道邊界產生的偏析較為嚴重(圖5a)。DA熱處理工藝的溫度較低，不能消除熔化道邊界產生的偏析，但TiN的加入使試樣經過DA熱處理后出現了大量的柱狀晶組織，具有較強的取向性(圖5b)。SA熱處理的溫度達到980℃，能夠使SLM成形態試樣中的偏析相發生部分固溶(圖5c)。HSA熱處理的最高溫度為1070℃，相當于對試樣進行完全固溶處理，試樣發生完全再結晶(圖5d)。HSA處理態復合材料的晶粒呈分層現象，層之間的TiN附近存在更為細小的晶粒，這與試樣中不均勻的應力分布有關，在其他激光增材制造工藝中也有類似的結果。Liu等[23]研究了激光立體成形 IN718合金的組織及殘余應力，結果表明，激光立體成形過程中快速加熱和冷卻引入的殘余熱應力在相鄰兩熔化道的重疊區域較高，在單個熔化道內部較低，而熱處理后再結晶晶粒的不均勻分布是由殘余應力的不均勻分布造成的。

圖5

圖5   成形態及3種熱處理態TiN/IN718復合材料的OM像

Fig.5   OM images of SLMed (a), SLMed-DA (b), SLMed-SA (c), and SLMed-HSA (d) TiN/IN718 composites (DA—double aging, SA—solution-double aging, HSA—homogenization-solution-double aging)

圖6是成形態與不同熱處理條件下TiN/IN718復合材料的SEM像?？梢?，成形態復合材料中有大量白色析出相在晶界處析出，且TiN顆粒均勻分布于晶粒之間(圖6a)。為確定晶界處析出相以及TiN顆粒界面反應層的成分，應用場發射掃描電鏡觀察成形態復合材料的高倍形貌，并進行元素線掃描分析，結果如圖7所示。可見，白色析出相中Nb和Mo元素含量相對較高，這與Laves相的成分特征極為相似，且其具有Xiao等[24]觀察到的Laves相的鏈形特征，沿熔道縱向上呈薄片狀，截面上互相連接呈蜂窩狀，故可以判定其為IN718合金成形過程中常出現的Laves偏析相。圖7b中可以明顯地觀察到，在TiN顆粒周圍形成了反應層，厚度約為300 nm，其形貌與Laves相相似，EDS線掃描結果可以觀察到TiN顆粒與基體的界面處元素呈過渡形式。TiN顆粒表面粗糙，能夠為Laves相的偏析提供異質形核條件，因此TiN顆粒與基體之間的過渡層仍為Laves相。

圖6

圖6   成形態及3種熱處理態TiN/IN718復合材料的SEM像

Fig.6   SEM images of SLMed (a), SLMed-DA (b), SLMed-SA (c), and SLMed-HSA (d) TiN/IN718 composites

圖7

圖7   SLM成形態TiN/IN718復合材料的SEM像及EDS線掃描分析

Fig.7   SEM images of SLMed TiN/IN718 cpmposites (a, b), and EDS line scan analyses along line a in Fig.7a (c) and line b in Fig.7b (d)

由圖6b可見，經過DA熱處理后IN718合金柱狀枝晶間的Laves相僅有部分發生固溶，但熔池邊界微孔基本消失。Laves相的固溶和δ相(Ni3Nb)的析出均由溫度決定，Laves相的固溶溫度介于640~1165℃之間，而δ相的析出溫度介于750~950℃之間[25]。從圖6c可知，經過SA熱處理后，Laves相固溶于基體中，但仍有少量在晶界處殘留，同時，大量的細針狀析出相在晶界處析出，這是由于SA處理的溫度為980℃，沒有達到Laves相的完全固溶溫度，但卻達到了δ相的析出溫度。應用場發射掃描電鏡觀察SA熱處理態試樣的形貌，并進行元素線掃描分析，結果如圖8所示。圖8a為針狀δ相的高倍放大形貌，其寬度約為200 nm，長度約為2 μm。由線掃描分析(圖8b)可知，針狀相含有大量的Nb元素，且Cr、Fe元素含量較少。圖8c中晶界處板狀相成分分析表明，Nb元素含量達到了31.88%，與δ相成分相近，而IN718合金粉末中Nb元素含量僅為5.26%，且其形狀與Cao等[11]觀察到的δ相極為相似，證明針狀與板狀析出相皆為δ相，而δ相周圍分布有超細球狀的γ$″$強化相。如圖6d所示， HSA熱處理后，Laves相幾乎完全固溶，復合材料發生完全再結晶，且魚鱗紋結構消失。針狀δ相分布于再結晶晶粒邊界處，相比于SA熱處理，δ相數量增多且尺寸更大。

圖8

圖8   SA熱處理態TiN/IN718復合材料的SEM像及EDS分析

Fig.8   SEM images of SLMed-SA TiN/IN718 composite (a, c), and EDS line scan analysis in Fig.8a (b) and point scan analysis in Fig.8c (d)

對IN718合金與TiN/IN718復合材料試樣進行了XRD分析，結果如圖9所示，可見，2者的主要相均為γ相。由于IN718屬于過飽和度合金，γ'相與γ相的點陣常數相近，錯配度僅為0.4%左右，冷卻過程中γ'相沿γ基體的{100}面析出，并與基體共格，因此有與γ重疊的衍射峰。TiN/IN718復合材料經過SA和HSA熱處理后，其XRD譜中出現了δ相的衍射峰，而成形態和DA熱處理的TiN/IN718復合材料中未出現。證明TiN/IN718復合材料經過SA和HSA熱處理后，于基體內部生成大量的針狀δ相。在SA和HSA熱處理復合材料的XRD譜中出現了Ti2N衍射峰，這說明經過SA和HSA熱處理后形成了Ti2N相。由于碳化物細小且含量較少，無法在XRD譜中顯示出來，γ$″$強化相的衍射峰與基體的γ相衍射峰重疊在一起，因此在XRD譜中未觀察到碳化物和γ$″$強化相的衍射峰。

圖9

圖9   IN718合金與不同熱處理條件下TiN/IN718復合材料的XRD譜

Fig.9   XRD spectra for SLMed IN718 and TiN/IN718 composites with different heat treatments

2.3 熱處理對SLM成形TiN/IN718復合材料力學性能的影響

對SLM成形態2種材料以及不同熱處理態的復合材料試樣的顯微硬度進行了測試，結果如圖10所示。加入TiN顆粒后，成形態TiN/IN718試樣硬度提升了39 HV0.2。且TiN/IN718試樣經過DA熱處理后試樣的硬度明顯增大，達到633 HV0.2，SA熱處理和HSA熱處理后的試樣也有部分提升但幅度相對較小，分別為187和225 HV0.2。熱處理后的TiN/IN718試樣在晶粒內和晶界處均有強化相析出，且尺寸相對較小，分布較為均勻，因此試樣經過熱處理后在不同位置的顯微硬度趨于一致。TiN作為硬質第二相的加入可以起到釘扎晶界、阻礙位錯運動的作用，從而有效提升試樣的硬度。而試樣經過DA熱處理后的顯微硬度最高，這是由于DA熱處理溫度相對較低，并沒有改變試樣的晶體結構，枝晶間脆性Laves相部分發生固溶，促進了γ'/γ$″$強化相的析出，有利于硬度的提升。材料經過SA熱處理和HSA熱處理后發生再結晶，晶粒內和晶界處均有針狀δ相析出，且晶粒內的針狀δ相均勻彌散分布，提升了材料的抗變形能力。雙時效熱處理過程析出納米級γ'/γ''強化相，這些強化相彌散分布于晶粒內部起到阻礙位錯運動的作用，有利于硬度提高。

圖10

圖10   成形態 IN718與不同熱處理態TiN/IN718復合材料試樣的顯微硬度

Fig.10   Microhardnesses of SLMed IN718 and TiN/IN718 composites under different heat treatments

圖11為SLM成形態IN718和不同熱處理態TiN/IN718復合材料的磨痕輪廓。試樣的摩擦因數、深度、寬度與磨損率如表1所示。DA熱處理態試樣的磨痕深度和寬度均最小，SA及HSA熱處理態試樣的磨痕深度和寬度有所增加，SA熱處理態試樣的磨痕深度和寬度達到最大。同時TiN/IN718復合材料試樣的磨痕深度和寬度均低于IN718合金試樣的磨痕深度和寬度。與磨痕深度和寬度的變化趨勢一致，TiN/IN718復合材料經過DA熱處理后磨損率最低，為1.587 × 10-4 mm3/(N·m)，而經過SA、HSA熱處理后磨損率增大，耐磨損性能較差。另外，不同熱處理狀態下試樣的摩擦因數也有所不同，與SLM成形態試樣相比，DA熱處理態試樣的摩擦因數均有減小，為0.3847，而SA、HSA熱處理態試樣的摩擦因數有所增大。硬質第二相TiN的加入不僅可以提升試樣的硬度，同時耐磨損性能也有一定的提升。DA熱處理可以使Laves相更均勻地分布在基體中，且促進了強化相的析出，故耐磨損性能有大幅度的提升。但經過SA以及HSA熱處理之后，試樣的晶粒尺寸明顯增大，故耐磨性能下降，但仍優于未加TiN顆粒的試樣。

圖11

圖11   成形態 IN718與不同熱處理態的TiN/IN718復合材料的磨痕輪廓

Fig.11   Wear track profiles of SLMed IN718 and TiN/IN718 composites under different heat treatments

表1   成形態IN718與不同熱處理態TiN/IN718復合材料的磨損實驗結果

Table 1  Wear test results of SLMed IN718 and TiN/IN718 composites under different heat treatments

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圖12給出了SLM成形態IN718合金和TiN/IN718復合材料成形態及其不同熱處理條件下試樣的室溫拉伸實驗結果。與SLM成形態IN718合金相比，成形態TiN/IN718復合材料拉伸強度提高74 MPa，但延伸率有所降低。3種熱處理方法中只有HSA熱處理能使復合材料的強度得到顯著提升，經HAS熱處理后，TiN/IN718復合材料的抗拉強度和延伸率分別為1430 MPa和21.0%，具有良好的綜合力學性能。而經過DA和SA熱處理后復合材料試樣的抗拉強度沒有明顯改善。DA熱處理時，Laves相在未熔化的TiN顆粒表面大量富集，層與層之間的微孔依然保留且層間過渡區域的組織結構較為復雜，與晶粒內部析出的γ'/γ$″$相的強化效應相抵消，導致試樣拉伸強度并沒有明顯提高。SA熱處理的復合材料在晶粒內部形成了大量的針狀δ相和球形的碳化物，過多的δ相會使樣品變脆，容易成為裂紋萌生和延展點，同時會消耗過多的Nb元素而抑制強化相γ$″$的析出，使性能下降[26]。與DA和SA熱處理不同的是，HSA熱處理態的合金發生再結晶，Laves相完全固溶，細長的針狀δ相與γ'/γ$″$強化相沿再結晶晶界和晶粒內部均勻分布。因此，TiN/IN718復合材料經過HSA熱處理后具有良好的綜合力學性能。

圖12

圖12   成形態 IN718與不同熱處理態的TiN/IN718復合材料的拉伸強度和延伸率及應力-應變曲線

Fig.12   Tensile strength and elongation of SLMed IN718 and TiN/IN718 composites (a), and the stress-strain curves of SLMed TiN/IN718 composites (b) under different heat treatments

圖13為SLM成形IN718、TiN/IN718復合材料及其HSA熱處理態的斷口形貌?？梢钥闯?，拉伸試樣的斷口形貌均呈現出韌窩斷口的特征，說明斷裂方式為穿晶解理斷裂。其中，SLM成形態IN718合金斷口表面的韌窩比成形態復合材料試樣的斷口韌窩更大更深，且復合材料經過HSA熱處理后，韌窩的尺寸變得更小。SLM成形TiN/IN718試樣斷口可以觀察到明顯的條紋狀花樣，說明試樣是沿著具有取向性的柱狀晶界處擴展的，且能明顯看到白亮的Laves相，但經過HAS熱處理后條紋狀花樣完全消失，且已經幾乎無法看到Laves相在晶界處富集。觀察斷口中的TiN顆粒形貌可知，拉伸過程中裂紋擴展到TiN顆粒表面時會有2種擴展形式，即沿著TiN顆粒表面擴展與穿過TiN顆粒擴展。因此，TiN顆粒的強化作用使TiN/IN718復合材料的強度得到明顯提升。

圖13

圖13   成形態IN718與HSA熱處理態TiN/IN718復合材料的拉伸試樣斷口形貌

Fig.13   Fracture morphologies of SLMed IN718 (a), and SLMed (b) as well as SLMed-HSA (c) TiN/IN718 composites

3 結論

(1) 采用優化的SLM工藝參數成功地制備了TiN/IN718復合材料，復合材料與IN718具有相似的組織特征，其組織均呈現外延柱狀生長。與SLM成形IN718合金相比，TiN/IN718復合材料顯微硬度和拉伸強度均提高(分別提高39 HV0.2和74 MPa)，但延伸率有所降低。

(2) 熱處理工藝對SLM成形TiN/IN718的微觀組織具有明顯的影響。DA熱處理使TiN/IN718復合材料試樣的魚鱗紋結構變得模糊，但不能使試樣中的Laves相充分固溶；SA熱處理使TiN/IN718復合材料在晶粒內部生成大量的針狀δ相；HSA熱處理會使TiN/IN718復合材料發生再結晶，晶粒內部的TiN顆粒周圍和晶界處析出較多的針狀δ相。

(3) 熱處理后SLM成形態試樣的綜合性能獲得明顯提高，其中均勻化+固溶時效(HSA)熱處理后TiN/IN718復合材料的抗拉強度與延伸率分別為1430 MPa和21.0%，綜合性能最優。

來源--金屬學報