凝固裂纹(solidification cracking)是指合金在凝固过程中经过固/液两相区时，枝晶阻碍剩余液相的填充，导致凝固末期枝晶间液相补缩不足而形成的沿枝晶开裂的裂纹。裂纹面之间存在较大缝隙，同时裂纹断面可以观察到典型的胞状或树枝状形貌。激光增材制造过程中的高温度梯度和高冷却速率，使得凝固过程倾向于以胞状晶或树枝晶方式生长，进而形成很长的液相通道。随着温度降低，通道中的液相凝固收缩，而枝晶间的MC碳化物和相邻枝晶的二次枝晶臂相连会阻碍液相流动，导致枝晶间通道内液相补缩不足，从而加剧应力集中，引发凝固裂纹的形成[8,9]。普遍认为，凝固裂纹的形成主要受到凝固温度范围和凝固末期元素偏析行为的控制。Zhou等[9]研究了高温合金凝固裂纹附近的元素分布，发现Al、Ti、Ta、Hf、W、C、Si、O等元素在裂纹附近均存在不同程度的偏析。Chauvet等[10]证明晶界附近存在明显的B元素局部偏析并形成硼化物，使得凝固后期液膜在低温下仍然保持稳定状态，导致Ni-Co-Cr-Mo-Al-Ti-B镍基高温合金出现凝固裂纹。Sun等[11]利用三维原子探针技术表征枝晶间元素偏析，认为枝晶间B元素的偏析是导致IN738LC合金热裂(凝固裂纹)的根本原因，且在凝固末期枝晶间形成的富B液膜会显著降低局部固相温度。为了抑制凝固裂纹，一方面通过在合金成分设计时合理控制合金化程度，确保尽可能窄的凝固温度范围[12,13]，减少枝晶间偏析成分的含量，如Zr、Hf、Si、Mn和B，这些被认为是影响裂纹敏感性的关键元素；另一方面通过添加孕育剂[14,15]获得细小的等轴组织，有效缓解集中在大角度晶界或液膜区域的残余应力，从而消除凝固裂纹。也有研究[16]采用偏析工程技术，在凝固末期的晶胞和晶界处引入连续均匀液膜，从而实现液体回填，缓解应力集中，消除了激光增材制造过程中的热裂现象。优化工艺参数也是缓解选区激光熔化析出强化型合金凝固开裂的有效方法[17,18]，但是获得无裂纹或者接近无裂纹的零件仍具有挑战性。
液化裂纹(liquation cracking)是指合金在凝固过程中经过固/液两相区时，晶界位置的液相薄膜在残余拉应力作用下发生开裂而形成的裂纹。与凝固裂纹类似，液化裂纹也出现在晶界处，但裂纹断面不显示枝晶形貌，同时液化裂纹的扩展路径较为曲折，裂纹附近伴有严重的元素偏析并形成液相薄膜。形成液化裂纹通常需具备2个条件：一是形成液相薄膜；二是足够大的残余拉应力。在增材制造的反复凝固重熔过程中，Cr、Mo和B元素在晶界处逐渐富集，并伴有固态扩散，导致晶界偏析诱导液化开裂[19]。Inconel 718合金中枝晶间富Nb析出相(如Laves相、碳化物等)溶解使得局部Nb元素富集，Ni与Nb元素发生共晶反应，促进低熔点液膜形成，最终导致液化开裂[20]。γ'相的尺寸决定了γ'相与基体之间是否满足共格关系，继而影响γ'相能否发生组分液化[21]。同时，液化开裂行为集中发生在晶界位置，随着晶界取向差增大，液化开裂倾向升高[9]。综上，影响液化裂纹形成的主要因素有：晶界元素偏析、γ'相尺寸以及晶界取向差。抑制液化裂纹可以从以下几点出发：第一，抑制元素的晶界偏析行为，例如在IN738合金中，随着C的加入，减少B元素偏析和γ-γ'共晶量有助于缓解低熔点相的液化[2]；第二，控制γ'相的尺寸[21]；第三，降低晶界密度从而降低应力/应变水平。通过控制界面面积，主要是晶界密度，可降低晶间区域的溶质富集，减轻开裂敏感性，防止液化开裂[18,19]。
应变时效裂纹(strain-age cracking)是指激光沉积过程和后续热处理过程中不断析出γ'相，在γ'相快速析出强化合金的同时也会造成合金塑性下降，导致在内应力的作用下形成裂纹。应变时效裂纹的特点是裂纹面比较光洁，裂纹面两侧形状完全相同，裂纹路径较为平直，尺寸较大，可达数百微米，且贯穿多个沉积层。应变时效裂纹是γ'强化镍基高温合金热处理过程中的一个关键问题。然而，在γ"强化镍基高温合金中，如IN718和IN625，不太可能发生应变时效开裂，原因是缓慢的γ"析出动力学[22]导致较大的残余应力松弛窗口。
高熵合金以成分多主元的全新合金设计理念迅速发展，出现了一大批同时兼顾优异增材制造成形性与力学性能的新型多主元合金。作者课题组自主研发的γ"相强化型Ni58Cr23Fe10W5Ti2Ta1Nb1 (含0.02%B，质量分数)多主元合金[23]即为典型代表之一，该合金在700~800 ℃中温区间热处理过程中析出大量共格γ"相，获得屈服强度超过1 GPa的优异性能。但此新型合金的增材制造成形性尚待评估。理论上来看，NiCrFeW基体合金具有优异的选区激光熔化成形性[24~27]，但合金设计过程中引入了较多的易偏析元素，如Ti、Ta、Nb等，这可能增加其选区激光熔化成形过程中的开裂敏感性[28~30]。因此，本工作研究选区激光熔化Ni58Cr23Fe10W5Ti2Ta1Nb1多主元合金成形缺陷的特征和类型，分析选区激光熔化过程中高温度梯度、高冷却速率以及循环加热/冷却效应导致的元素偏析和残余应力，厘清这些因素对裂纹的影响，阐明开裂机理，探索抑制裂纹的策略，最终利用选区激光熔化成形技术获得无裂纹高致密度块体Ni58Cr23Fe10W5Ti2Ta1Nb1多主元合金。
1 实验方法
1.1 实验材料及合金制备
利用等离子旋转电极雾化工艺(PREP)制备Ni58Cr23Fe10W5Ti2Ta1Nb1粉末，如图1所示，所得粉末球形度高，粒度范围为16~53 μm，且尺寸分布窄，同时，Ni、Cr、Fe、W、Ti、Ta、Nb 7种合金元素分布均匀，实际合金化学成分(质量分数)为：Cr 18.93，Fe 11.64，W 11.64，Ti 1. 516，Ta 2.865，Nb 1.471，B 0.02，Ni余量。成形实验开始之前，将Ni58Cr23Fe10W5Ti2Ta1Nb1合金粉末放入真空干燥箱内进行120 ℃保温2 h真空烘干除湿处理，避免粉末表面吸附的水分对材料成形产生影响。
图1
图1
等离子旋转电极雾化制备Ni58Cr23Fe10W5Ti2Ta1Nb1多主元合金粉末的形貌、尺寸分布及EDS元素面扫描图
Fig.1
Low magnification SEM image of powder and size distribution (inset) (a) and high magnification SEM image and corresponding EDS elemental mapping results of powder (b) of Ni58Cr23Fe10W5Ti2Ta1Nb1 multi-principal element alloy atomized by plasma rotating electrode process
使用KQM-Z/B型行星式球磨机将1%TiB2 (质量分数)纳米颗粒和Ni58Cr23Fe10W5Ti2Ta1Nb1合金粉末机械混合，设定为正反转，转速为300 r/min。其中，TiB2粉末为粒径< 500 nm的不规则颗粒。机械混合后的TiB2纳米颗粒均匀附着在Ni58Cr23Fe10W5Ti2Ta1Nb1合金粉末上，如图2所示，机械混合后的合金粉末仍保持良好的球形度，说明机械混粉并未对粉末的流动性和铺粉特性产生不利的影响。本工作使用的复合合金粉末以及相应选区激光熔化成形块体的理论成分和实际成分如表1所示，实际成分由ICPE-9000型等离子体发射光谱仪 (ICP)测试获得。将混合好的复合合金粉末放入真空干燥箱内进行120 ℃保温4 h真空烘干除湿处理。
图2
图2
TiB2纳米颗粒及1%TiB2纳米颗粒和Ni58Cr23Fe10W5Ti2Ta1Nb1合金粉末机械混合后的粉末形貌及EDS元素面扫描图
Fig.2
Powder morphologies of TiB2 nanoparticles (a) and mechanical mixing of 1%TiB2 nanoparticle and Ni58Cr23Fe10- W5Ti2Ta1Nb1 alloy powder (b), and locally enlarged image of Fig.2b and corresponding EDS elemental mapping results (b1)
表1 复合合金粉末及选区激光熔化成形块体的理论成分和实际成分 (mass fraction / %)
Table 1
| Sample | Cr | Fe | W | Ti | Ta | Nb | B | C | O | Ni |
|---|---|---|---|---|---|---|---|---|---|---|
Designed composition of powder Practical composition of powder | 18.740 | 8.752 | 11.530 | 2.131 | 2.836 | 1.456 | 0.360 | - | - | Bal. |
| 18.600 | 8.890 | 11.400 | 2.040 | 3.500 | 1.610 | 0.310 | 0.001 | 0.140 | Bal. | |
| Practical composition of SLMed block | 19.000 | 8.960 | 10.500 | 2.160 | 3.340 | 1.590 | 0.210 | 0.059 | 0.078 | Bal. |
选区激光熔化成形实验选用316L不锈钢基板，其尺寸为120 mm × 105 mm，实验前采用酒精清洗待沉积面。使用BLT-S200金属3D打印设备成形合金块体，该成形设备的光纤激光器最大功率为500 W，光斑直径为80 μm。为避免材料污染和氧化，成形过程中采用高纯Ar气作为保护气体。考虑到基板预热可以在一定程度上降低激光增材制造过程中的温度梯度，降低残余应力，缓解合金的开裂行为，因此设定基板预热温度为200 ℃。
选区激光熔化成形Ni58Cr23Fe10W5Ti2Ta1Nb1多主元合金的工艺参数为：激光功率P = 210~350 W，扫描速率v = 600~1200 mm/s，道间距h = 0.06~0.08 mm，层厚t = 0.04和0.032 mm。利用体能量密度(volume energy density)描述激光能量输入，即热输入，计算公式如下：
式中，Ev为体能量密度。通过逐层堆积，实现选区激光熔化成形Ni58Cr23Fe10W5Ti2Ta1Nb1多主元合金试样的制备，采用往复交织光栅式的扫描策略进行块体沉积，在相邻沉积层，扫描方向旋转67°，如图3所示。其中，增材预成形试样的尺寸为10 mm × 10 mm × 5 mm，终成形试样的尺寸为62 mm × 12 mm × 12 mm，倒圆角6 mm。
图3
1.2 微观组织表征
使用LEXT OLS4000型共聚焦光学显微镜(OM)观察合金中的缺陷。使用配有能谱仪(EDS)和电子背散射衍射仪(EBSD)的MIRA3型场发射扫描电子显微镜(SEM)进行组织观察。表征参数为：加速电压20 kV；工作距离为10 mm (背散射电子(BSE)模式)、6 mm (二次电子(SE)模式)、15 mm (EDS模式)和17 mm (EBSD模式)；EBSD扫描步长0.1 μm。
2 实验结果与讨论
2.1 裂纹特征
图4为h = 0.08 mm、t = 0.04 mm下，不同激光功率和扫描速率成形的Ni58Cr23Fe10W5Ti2Ta1Nb1多主元合金样品主要缺陷的OM像。可见，选区激光熔化成形样品出现了未熔合和裂纹。出现未熔合缺陷可能是由于扫描过程中能量密度不足、搭接率不足或者熔池不稳定导致的[31]。在所有工艺参数下，纵截面都出现大量跨越多个沉积层的纵向裂纹，裂纹长度50~500 μm。在10 mm × 5 mm的纵截面上，采用Image Pro Plus软件对OM像中的裂纹进行统计，将单位面积内的裂纹长度视为平均裂纹密度(average crack density)，将其作为裂纹敏感性的指标来量化合金的凝固裂纹开裂敏感性。图5为激光功率和扫描速率对Ni58Cr23Fe10W5Ti2Ta1Nb1合金开裂行为的影响。可见，激光功率和扫描速率与开裂敏感性并非线性关系，当扫描速率为600和800 mm/s时，随着激光功率增大，开裂敏感性先降低再增高。但总体而言，激光功率过高，开裂敏感性更大。
图4
图4
不同工艺参数下选区激光熔化成形Ni58Cr23Fe10W5Ti2Ta1Nb1合金缺陷的OM像
Fig.4
OM images of SLMed Ni58Cr23Fe10W5Ti2Ta1Nb1 alloy under laser powers (P) of 210 W (a1-d1), 245 W (a2-d2), 280 W (a3-d3), 315 W (a4-d4), and 350 W (a5-d5) and scanning velocities (v) of 1200 mm/s (a1-a5), 1000 mm/s (b1-b5), 800 mm/s (c1-c5), and 600 mm/s (d1-d5)
图5
图5
工艺参数对选区激光熔化成形Ni58Cr23Fe10W5Ti2-Ta1Nb1合金开裂行为的影响
Fig.5
Effects of process parameters on cracking behavior of SLMed Ni58Cr23Fe10W5Ti2Ta1Nb1 alloy
图6
图6
选区激光熔化成形Ni58Cr23Fe10W5Ti2Ta1Nb1合金在体能量密度Ev = 182.3 J/mm3 (激光功率P = 350 W、扫描速率v = 600 mm/s)下的裂纹分布特征
Fig.6
Crack distribution characteristics of SLMed Ni58Cr23Fe10W5Ti2Ta1Nb1 alloy under volume energy density Ev = 182.3 J/mm3 (P = 350 W, v = 600 mm/s)
(a) grain boundary distribution (The red lines and blue lines denote the high-angle grain boundaries (misorientation angle > 15°) and low-angle grain boundaries (misorientation angle 2°-15°), respectively)
(b) misorientation between grain pairs that are present in Fig.6a
为了进一步明确热裂纹类型，图7展示了不同体能量密度下选区激光熔化成形Ni58Cr23Fe10W5Ti2-Ta1Nb1合金裂纹表面形貌的SEM像。可以清晰地观察到光滑的凝固突起形貌和明显的树枝状枝晶形貌。根据此特征可以排除液化裂纹和固态裂纹，选区激光熔化成形Ni58Cr23Fe10W5Ti2Ta1Nb1合金中产生的开裂属于凝固裂纹。
图7
图7
不同体能量密度下选区激光熔化成形Ni58Cr23Fe10W5Ti2Ta1Nb1合金裂纹表面形貌的SEM像
Fig.7
Crack surface SEM images of SLMed Ni58Cr23Fe10W5Ti2Ta1Nb1 alloy under Ev = 54.7 J/mm3 (a), Ev = 82.0 J/mm3 (b), and Ev = 182.3 J/mm3 (c)
2.2 凝固裂纹的成形机理
2.2.1 元素偏析
已有研究[32]表明，凝固裂纹的形成主要受凝固温度范围和凝固末期元素偏析行为的控制。为了评估液膜上的元素偏析对Ni58Cr23Fe10W5Ti2Ta1Nb1合金凝固开裂的影响，基于镍基高温合金专用数据库(TTNi8)，利用ThermoCalc软件对凝固热-动力学进行计算，如图8所示。通过计算可得，沉积态样品含有γ相、μ相、Laves相和MB2型硼化物。平衡凝固路径下的凝固温度区间为ΔTEquilibrium ≈ 110 ℃，而Scheil型非平衡凝固路径下的凝固温度区间为ΔTScheil ≈ 270 ℃，远远大于平衡凝固计算的凝固温度范围。根据Scheil方程，合金的凝固温度范围越宽，固/液两相共存区间就越大，枝晶间液体补缩通道越长，液体难以补缩，越容易形成凝固裂纹。
图8
图8
基于平衡凝固和Scheil型凝固路径的Ni58Cr23-Fe10W5Ti2Ta1Nb1合金热力学计算
Fig.8
Thermodynamic calculations of Ni58Cr23Fe10W5-Ti2Ta1Nb1 alloy based on equilibrium and Scheil mode conditions (ΔTEquilibrium—solidification temperature range under equilibrium conditions, ΔTScheil—solidification temperature range under Scheil mode conditions)
图9为凝固过程中液相区域的元素含量变化。可见，随凝固进行，Ni、Cr、Fe元素含量有所降低，W元素含量显著下降，而Ti、Ta、Nb元素含量显著增加，同时微量元素B的含量显著增加。计算结果证明了残余液相中溶质元素的偏析与富集，这将导致凝固末期枝晶间的凝固收缩应变增大。在凝固末期，B元素偏析一方面会降低固/液界面能，促进液相沿晶界铺展；另一方面也会降低残余液相的表面能，使得液膜在较低温度下保持稳定状态，液体难以补缩，极大提高了开裂敏感性，进而形成凝固裂纹。事实上，即使B元素含量很低，也会对镍基合金的开裂敏感性产生有害的影响[2,10,11,16,25]。本工作Ni58Cr23Fe10-W5Ti2Ta1Nb1合金中含有0.02%B，该含量属于所调研文献的中上水平。
图9
图9
Ni58Cr23Fe10W5Ti2Ta1Nb1合金非平衡凝固过程中元素含量的变化曲线
Fig.9
Atomic fractions of elements in the liquid during the solidification of Ni58Cr23Fe10W5Ti2Ta1Nb1 alloy
(a) Ni, Cr, Fe, W, Ti, Ta, and Nb elements
(b) B element
图10
图10
选区激光熔化成形Ni58Cr23Fe10W5Ti2Ta1Nb1合金裂纹附近的SEM像和EDS元素面扫描图
Fig.10
SEM image of SLMed Ni58Cr23Fe10W5Ti2Ta1Nb1 alloy near a crack and corresponding EDS elemental mapping results
2.2.2 晶界取向差
除元素偏析之外，凝固末期稳定的液膜也是裂纹形成的必要前提。由图6b裂纹相邻晶界的取向差的统计结果可知，凝固裂纹沿大角度晶界开裂，而在小角度晶界上未发现凝固裂纹。因此，下面主要讨论选区激光熔化成形Ni58Cr23Fe10W5Ti2Ta1Nb1合金中的凝固裂纹倾向于沿大角度晶界开裂的原因。Rappaz等[33]根据晶界取向差并基于界面凝并过冷度ΔTb = (γgb - 2γsl) / (ΔSfδ) (其中，γgb为晶界能，γsl为固/液界面能，ΔSf为熔化熵，δ为固/液界面厚度)，提出了凝固末期枝晶凝并的理论模型，定义了排斥型和吸引型的晶界类型。根据Chauvet等[10]给出的凝固末期大角度晶界和小角度晶界柱状枝晶生长示意图，当取向差> 15°时(即大角度晶界)，随着相邻晶粒的取向差显著增加，导致γgb > 2γsl，ΔTb大于零，凝固末期液膜在低温下仍然保持稳定状态，直到降低到大角度晶界的凝并温度(THAGB)，枝晶才可能发生凝并，所以大角度晶界处更易发生开裂。而当取向差< 15°时(即小角度晶界)，由于取向差的减小，γgb < 2γsl，凝并温度降低至小角度晶界的凝并温度(TLAGB)，ΔTb小于零，液膜不稳定，从而产生凝并，避免了裂纹的产生，所以裂纹并未出现在小角度晶界处。综上所述，凝固裂纹的开裂敏感性取决于晶界取向差。在大角度晶界下，晶界能起主导作用，大角度晶界的高晶界能显著增加开裂敏感性，使得凝固裂纹仅出现于大角度晶界处。
2.2.3 残余应力
如前所述，晶间液膜的存在并不足以导致开裂，凝固开裂的触发因素是存在足够的热应力。逐层累积的选区激光熔化过程中具有独特的热历史(不均匀快速的加热和冷却过程中产生极大的温度梯度)，导致材料发生热膨胀和凝固收缩，使得成形件具有较高的残余应力，进而触发热裂机制。且热膨胀和凝固收缩产生的应力会在凝固末期拉开液膜，使枝晶臂润湿。当温度达到凝并温度时，二次枝晶臂之间发生桥接，阻止液体回填，导致凝固气孔的形成[34]。从图11a的局部取向差(KAM)分布图可见，裂纹及晶界处具有更高的KAM值，由于几何必需位错密度与局部取向差成正比，即意味着裂纹及晶界处具有较高的几何必需位错密度，更大的残余应力，进而应力集中的晶界极易成为凝固裂纹萌生点。同时，从图11b的反极图中可以在裂纹附近观察到再结晶晶粒，如圆圈区域所示。塑性变形引入的畸变能是再结晶发生的必要驱动力，故再结晶晶粒的出现也间接表明在选区激光熔化过程中存在塑性应变累积。因此，残余应力及应力集中是选区激光熔化成形Ni58Cr23Fe10W5Ti2Ta1Nb1合金产生凝固裂纹的因素之一。
图11
图11
选区激光熔化成形Ni58Cr23Fe10W5Ti2Ta1Nb1合金在Ev = 182.3 J/mm3下的应力分布特征
Fig.11
Stress distribution characteristics of SLMed Ni58Cr23Fe10W5Ti2Ta1Nb1 alloy under Ev = 182.3 J/mm3
(a) kernel average misorientation (KAM) map
(b) inverse pole figure (IPF) (Recrystallized grains are indicated by circles)
2.2.4 成形工艺
在对选区激光熔化成形Ni58Cr23Fe10W5Ti2Ta1Nb1合金的凝固裂纹形成机理分析的基础上，本工作试图通过调整工艺参数来实现对裂纹的抑制。为了对选区激光熔化成形Ni58Cr23Fe10W5Ti2Ta1Nb1合金的开裂行为进行有效抑制，首先统计体能量密度对凝固裂纹敏感性的影响。如图12所示，当P = 280 W、v = 1000 mm/s，t = 0.04 mm时，仅改变h，发现h = 0.07 mm时，其开裂敏感性极低。当固定h = 0.08 mm和t = 0.04 mm，仅改变P和v时，热输入与开裂敏感性并非线性关系，当P = 315 W、v = 800 mm/s时，其开裂敏感性低。因此围绕此工艺参数，对P、v和h进行优化，发现平均裂纹密度明显减少。然而，当体能量密度大于140 J/mm3时，由于应力大导致试样四角翘起，极易出现撞刮刀现象，很难成形大块试样。当体能量密度小于110 J/mm3时，裂纹密度未明显减少，且容易出现金属粉末颗粒不能完全熔化的现象，导致未熔合缺陷。综上，优化工艺参数只能在一定程度上抑制Ni58Cr23Fe10W5Ti2Ta1Nb1合金的开裂行为，并未从根本上消除凝固裂纹。
图12
图12
体能量密度(热输入)对选区激光熔化成形Ni58Cr23Fe10W5Ti2Ta1Nb1合金开裂行为的影响
Fig.12
Effects of volume energy density (heat input) on the cracking behavior of SLMed Ni58Cr23Fe10-W5Ti2Ta1Nb1 alloy (h—scan spacing)
2.2.5 TiB2纳米颗粒改性
根据前文凝固裂纹形成机理的分析，B元素是裂纹敏感性的关键因素，但减少次要合金元素的含量会对增材制造合金的力学性能产生不利影响，例如会降低强度，所以，完全去除这类元素并不是抑制裂纹的最佳选择。综合考量后选择添加1%TiB2 (质量分数)纳米颗粒，通过粉末表面改性对Ni58Cr23Fe10W5Ti2Ta1Nb1合金的开裂行为进行调控，获得了无裂纹的样品。如图13所示，在相同的工艺参数下，通过晶粒形貌和晶体取向对比发现，未添加纳米颗粒的成形试样上可以观察到不规则形状的晶粒、晶体取向随机分布和沿晶界分布的裂纹；添加1%TiB2纳米颗粒的成形试样未发现沿晶界分布的裂纹，同时可以观察到沿增材方向外延生长的柱状晶，且晶粒沿<001>方向呈现出强织构取向。从图13c1和c2的晶界(GB)图可见，TiB2纳米颗粒的添加对大、小角度晶界的体积分数基本没有影响，这意味着，开裂行为的消除并非通过减少易开裂的大角度晶界比例。再者，从图13d1和d2的KAM图可知，添加TiB2纳米颗粒前后晶界上的几何必需位错密度相当，证明成形试样上的残余应力基本相同。综上，添加TiB2纳米颗粒后凝固裂纹消除，既不是通过减少易开裂的大角度晶界比例，也不是通过降低成形试样的残余应力。
图13
图13
在相同成形工艺参数下(P = 280 W、v = 1000 mm/s、层厚t = 0.04 mm、道间距h = 0.07 mm)选区激光熔化成形Ni58Cr23Fe10W5Ti2Ta1Nb1合金添加1%TiB2纳米颗粒前后的凝固组织
Fig.13
Solidification microstructures of SLMed Ni58Cr23Fe10W5Ti2Ta1Nb1 alloy at the same process parameters (P = 280 W, v = 1000 mm/s, thickness t = 0.04 mm, h = 0.07 mm) before (a1-d1) and after (a2-d2) adding 1%TiB2 nanoparticles
(a1, a2) band contrast (BC) maps (b1, b2) IPFs (c1, c2) grain boundary (GB) maps (d1, d2) KAM maps
首先讨论形成沿<001>外延生长的柱状晶的原因。熔池内的局部凝固和传热条件决定了凝固组织的形态和生长方向。一方面，添加TiB2纳米颗粒后减缓散热，将提高温度梯度[35~40]，当凝固速率不变时，温度梯度越大，越有利于柱状晶的生长；另一方面，在合金凝固过程中，由于椭圆熔池的几何形状和先前沉积层的部分重熔，枝晶的生长受热流方向的影响很大，而热流方向取决于局部曲率半径或熔池的宽深[41]。当添加纳米颗粒后获得了曲率半径大且宽深比大的平坦熔池，如图14所示，晶粒倾向于沿着垂直于熔池边界的方向优先生长。且Ni58Cr23Fe10W5Ti2Ta1Nb1合金为fcc结构，其枝晶臂的择优取向为<001>方向。因此，在相同的成形工艺下，添加TiB2纳米颗粒后，熔池特征发生改变，进而影响选区激光熔化Ni58Cr23Fe10W5Ti2Ta1Nb1合金的凝固过程，获得沿<001>外延生长的柱状晶。在镍基合金中，添加适量的纳米颗粒TiB2，一方面可能会使晶粒等轴化[42]，另一方面会显著细化晶粒，但仍为柱状晶形貌[15,43~46]；其原因在于TiB2纳米颗粒与不同合金体系基体间的晶格匹配关系不同导致异质形核效果各异。从图13可见，虽然TiB2对Ni58Cr23Fe10W5Ti2Ta1Nb1合金凝固行为有显著影响，但尚难达到异质形核以促进晶粒等轴化的效果，这应当归因于该合金与TiB2晶格匹配较差的缘故。
图14
图14
在P = 280 W、v = 1000 mm/s、t = 0.04 mm、h = 0.07 mm成形工艺下TiB2改性Ni58Cr23Fe10W5Ti2-Ta1Nb1合金的熔池形貌
Fig.14
Melt pool morphology of SLMed Ni58Cr23Fe10-W5Ti2Ta1Nb1 alloy adding 1%TiB2 nanoparticles at the process parameters of P = 280 W, v = 1000 mm/s, t = 0.04 mm, h = 0.07 mm
3 结论
(1) 选区激光熔化Ni58Cr23Fe10W5Ti2Ta1Nb1 合金的裂纹主要沿着粗大柱状晶的晶界开裂，且裂纹优先出现在大角度晶界，裂纹表面出现光滑清晰的树枝晶形貌，为典型的凝固裂纹。
(2) 形成凝固裂纹的主要原因有：第一，晶界处B元素的强偏析使得凝固温度范围从110 ℃增加到270 ℃，同时促进了枝晶间低熔点液膜的产生；第二，大角度晶界由于具有较高的晶界能，使得液膜能够在较低温度下仍保持稳定，从而增加了裂纹敏感性；第三，逐层累积的增材制造过程具有独特热历史，导致材料发生热膨胀和凝固收缩，使得成形件具有较高水平的残余应力，进而触发热裂机制。
(3) 热输入与开裂敏感性并非线性关系，仅通过调控热输入，无法消除裂纹，只能在一定程度上抑制裂纹。通过添加TiB2纳米颗粒，熔池特征发生改变，进而影响选区激光熔化Ni58Cr23Fe10W5Ti2Ta1Nb1合金凝固过程，获得沿<001>外延生长的柱状晶，通过增加晶界密度，缓解局部应力集中，使凝固裂纹得以消除。
参考文献
Review of high-strength aluminium alloys for additive manufacturing by laser powder bed fusion
[J].
Effect of carbon content on the microstructure, tensile properties and cracking susceptibility of IN738 superalloy processed by laser powder bed fusion
[J].
Alloys-by-design: Application to new superalloys for additive manufacturing
[J].
Laser powder bed fusion of AA7075 alloy: Influence of process parameters on porosity and hot cracking
[J].
Effects of stress ratio on the fatigue crack growth rate under steady state of selective laser melted TC4 alloy with defects
[J].
应力比对含缺陷选区激光熔化TC4合金稳态疲劳裂纹扩展速率的影响
[J].
Laser additive manufacturing of cracking-resistant superalloys
[J].
激光增材制造高温合金抗开裂行为研究进展
[J].
Research progress on the crack formation mechanism and cracking-free design of γ' phase strengthened nickel-based superalloys fabricated by selective laser melting
[J].
选区激光熔化γ'相强化镍基高温合金裂纹形成机理与抗裂纹设计研究进展
[J].
A generalised hot cracking criterion for nickel-based superalloys additively manufactured by electron beam melting
[J].
Causes analysis on cracks in nickel-based single crystal superalloy fabricated by laser powder deposition additive manufacturing
[J].
Hot cracking mechanism affecting a non-weldable Ni-based superalloy produced by selective electron beam melting
[J].
Thermodynamics-guided alloy and process design for additive manufacturing
[J].
A precipitation strengthened high entropy alloy with high (Al + Ti) content for laser powder bed fusion: Synergizing in trinsic hot cracking resistance and ultrahigh strength
[J].
Understanding the significant effect of boron content on the printability of IN738LC superalloy fabricated using laser powder bed fusion
[J].
Cracking inhibition behavior and the strengthening effect of TiC particles on the CM247LC superalloy prepared by selective laser melting
[J].
Laser powder bed fusion of advanced submicrometer TiB2 reinforced high-performance Ni-based composite
[J].
New alloy design approach to inhibiting hot cracking in laser additive manufactured nickel-based superalloys
[J].
Influence of laser powder bed fusion process parameters on the microstructure and cracking susceptibility of nickel-based superalloy alloy 247LC
[J].
Crack inhibition to enhance strength-ductility of CM247LC alloy fabricated by laser powder bed fusion
[J].
Atomic-scale grain boundary engineering to overcome hot-cracking in additively-manufactured superalloys
[J].
Liquation cracking in laser powder bed fusion-fabricated Inconel718 of as-built, stress-relieved, and hot isostatic pressed conditions
[J].
HAZ liquation cracking mechanism of IN-738LC superalloy prepared by laser solid forming
[J].
The initial years of Alloy 718—A GE perspective
[J].
800 oC-stable D022 superlattice in a NiCrFe-based medium entropy alloy
[J].
Reduction of micro-cracking in nickel superalloys processed by selective laser melting: A fundamental alloy design approach
[J].
A high-strength Ni-Cr-W based superalloy prepared by laser powder bed fusion: Printability, microstructure and tensile properties
[J].
Additively manufactured fine grained Ni6Cr4WFe9Ti high entropy alloys with high strength and ductility
[J].
Additive manufacturing of high-strength crack-free Ni-based Hastelloy X superalloy
[J].
Revealing hot tearing mechanism for an additively manufactured high-entropy alloy via selective laser melting
[J].
Inhibiting cracking and improving strength for additive manufactured Al x CoCrFeNi high entropy alloy via changing crystal structure from BCC-to-FCC
[J].
Selective laser melting of an equiatomic CoCrFeMnNi high-entropy alloy: Processability, non-equilibrium microstructure and mechanical property
[J].
Internal defects and control methods of laser powder bed fusion forming
[J].
激光粉末床熔融成形内部质量缺陷及其调控方法
[J].
Model and simulation predictions of the thermal conductivity of compact random nanoparticle composites
[J].
Last-stage solidification of alloys: Theoretical model of dendrite-arm and grain coalescence
[J].
Hot tearing of nickel-based superalloys during directional solidification
[J].
Thermal and mechanical finite element modeling of laser forming from metal and ceramic powders
[J].
Thermal evolution behavior and fluid dynamics during laser additive manufacturing of Al-based nanocomposites: underlying role of reinforcement weight fraction
[J].
Selective laser melting of nano-TiB2 decorated AlSi10Mg alloy with high fracture strength and ductility
[J].
Fundamental study on Laser interactions with nanoparticles-reinforced metals—Part I: Effect of nanoparticles on optical reflectivity, specific heat, and thermal conductivity
[J].
Effective thermal conductivity of particulate composites with interfacial thermal resistance
[J].
Thermal conductivity of nanocomposites with high volume fractions of particles
[J].
Additive manufacturing of metallic components—Process, structure and properties
[J].
Engineering fine grains, dislocations and precipitates for enhancing the strength of TiB2-modified CoCrFeMnNi high-entropy alloy using laser powder bed fusion
[J].
Influence of the TiB2 content on the processability, microstructure and high-temperature tensile performance of a Ni-based superalloy by laser powder bed fusion
[J].
Cracking behaviour and its suppression mechanisms with TiB2 additions in the laser additive manufacturing of solid-solution-strengthened Ni-based alloys
[J].
Laser powder bed fusion of nano-TiB2 reinforced FeCoNiCr high-entropy alloy with enhanced strength and firm corrosion resistance
[J].
Laser powder bed fusion of Inconel 718-based composites: Effect of TiB2 content on microstructure and mechanical performance
[J].
Effect of grain-boundary characteristics on castability of nickel-base superalloys
[J].
Effect of grain boundary fraction on castability of a directionally solidified nickel alloy
[J].
Novel effects of grain size and ion implantation on grain boundary segregation in ion irradiated austenitic steel
[J].
Inhibition of cracking by grain boundary modification in a non-weldable nickel-based superalloy processed by laser powder bed fusion
[J].
Laser powder bed fusion of crack-susceptible stainless maraging steel undergoing solid-state phase transformations
[J].
Review of the heterogeneous microstructures, precipitation behavior and mechanical properties of additively manufactured precipitation-strengthened high-entropy alloys
[J].
增材制造析出强化型高熵合金非均匀组织、析出行为及力学性能研究进展
[J].
