CN119040677A - 一种增材制造镍基高温合金的方法 - Google Patents
一种增材制造镍基高温合金的方法 Download PDFInfo
- Publication number
- CN119040677A CN119040677A CN202410940803.9A CN202410940803A CN119040677A CN 119040677 A CN119040677 A CN 119040677A CN 202410940803 A CN202410940803 A CN 202410940803A CN 119040677 A CN119040677 A CN 119040677A
- Authority
- CN
- China
- Prior art keywords
- alloy
- nickel
- based high
- deposition
- temperature
- Prior art date
- Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
- Pending
Links
- 229910045601 alloy Inorganic materials 0.000 claims abstract description 179
- 239000000956 alloy Substances 0.000 claims abstract description 179
- PXHVJJICTQNCMI-UHFFFAOYSA-N Nickel Chemical compound [Ni] PXHVJJICTQNCMI-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims abstract description 86
- 239000000843 powder Substances 0.000 claims abstract description 45
- 229910052759 nickel Inorganic materials 0.000 claims abstract description 43
- 230000008021 deposition Effects 0.000 claims abstract description 40
- 238000000034 method Methods 0.000 claims abstract description 23
- 238000002844 melting Methods 0.000 claims abstract description 19
- 230000008018 melting Effects 0.000 claims abstract description 18
- 239000002243 precursor Substances 0.000 claims abstract description 18
- 239000000654 additive Substances 0.000 claims abstract description 17
- 230000000996 additive effect Effects 0.000 claims abstract description 17
- 238000004519 manufacturing process Methods 0.000 claims abstract description 16
- 238000000498 ball milling Methods 0.000 claims abstract description 14
- 238000002156 mixing Methods 0.000 claims abstract description 5
- 238000000151 deposition Methods 0.000 claims description 40
- 238000005275 alloying Methods 0.000 claims description 12
- 239000002245 particle Substances 0.000 claims description 12
- 239000010410 layer Substances 0.000 description 39
- 229910000601 superalloy Inorganic materials 0.000 description 38
- 239000013078 crystal Substances 0.000 description 26
- 238000005728 strengthening Methods 0.000 description 18
- 239000002356 single layer Substances 0.000 description 14
- 230000000052 comparative effect Effects 0.000 description 13
- 238000007711 solidification Methods 0.000 description 13
- 230000008023 solidification Effects 0.000 description 13
- 230000006872 improvement Effects 0.000 description 10
- 210000001787 dendrite Anatomy 0.000 description 8
- 239000011159 matrix material Substances 0.000 description 8
- 238000002441 X-ray diffraction Methods 0.000 description 7
- 238000001556 precipitation Methods 0.000 description 7
- 238000003917 TEM image Methods 0.000 description 6
- 239000000463 material Substances 0.000 description 6
- 230000000694 effects Effects 0.000 description 5
- 230000012010 growth Effects 0.000 description 5
- 239000006104 solid solution Substances 0.000 description 5
- 239000000758 substrate Substances 0.000 description 5
- XKRFYHLGVUSROY-UHFFFAOYSA-N Argon Chemical compound [Ar] XKRFYHLGVUSROY-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 4
- 239000012298 atmosphere Substances 0.000 description 4
- 230000009286 beneficial effect Effects 0.000 description 4
- 238000001816 cooling Methods 0.000 description 4
- 238000001878 scanning electron micrograph Methods 0.000 description 4
- 238000005204 segregation Methods 0.000 description 4
- 238000004458 analytical method Methods 0.000 description 3
- 230000008859 change Effects 0.000 description 3
- 238000001887 electron backscatter diffraction Methods 0.000 description 3
- 229910001068 laves phase Inorganic materials 0.000 description 3
- 239000000203 mixture Substances 0.000 description 3
- 238000011160 research Methods 0.000 description 3
- 239000000243 solution Substances 0.000 description 3
- 238000012360 testing method Methods 0.000 description 3
- CSCPPACGZOOCGX-UHFFFAOYSA-N Acetone Chemical compound CC(C)=O CSCPPACGZOOCGX-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 2
- 101000912561 Bos taurus Fibrinogen gamma-B chain Proteins 0.000 description 2
- 229910052786 argon Inorganic materials 0.000 description 2
- 239000012300 argon atmosphere Substances 0.000 description 2
- QVGXLLKOCUKJST-UHFFFAOYSA-N atomic oxygen Chemical compound [O] QVGXLLKOCUKJST-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 2
- 230000015572 biosynthetic process Effects 0.000 description 2
- 239000000470 constituent Substances 0.000 description 2
- 230000007547 defect Effects 0.000 description 2
- 238000005137 deposition process Methods 0.000 description 2
- 238000005516 engineering process Methods 0.000 description 2
- 239000010419 fine particle Substances 0.000 description 2
- 239000007789 gas Substances 0.000 description 2
- 230000006698 induction Effects 0.000 description 2
- 238000003801 milling Methods 0.000 description 2
- 238000012986 modification Methods 0.000 description 2
- 230000004048 modification Effects 0.000 description 2
- 239000001301 oxygen Substances 0.000 description 2
- 229910052760 oxygen Inorganic materials 0.000 description 2
- 230000001681 protective effect Effects 0.000 description 2
- 239000002994 raw material Substances 0.000 description 2
- 239000000126 substance Substances 0.000 description 2
- 238000009864 tensile test Methods 0.000 description 2
- 229910000619 316 stainless steel Inorganic materials 0.000 description 1
- LFQSCWFLJHTTHZ-UHFFFAOYSA-N Ethanol Chemical compound CCO LFQSCWFLJHTTHZ-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 244000137852 Petrea volubilis Species 0.000 description 1
- 238000003723 Smelting Methods 0.000 description 1
- 241000519995 Stachys sylvatica Species 0.000 description 1
- 230000009471 action Effects 0.000 description 1
- 238000006243 chemical reaction Methods 0.000 description 1
- 238000004140 cleaning Methods 0.000 description 1
- 230000007797 corrosion Effects 0.000 description 1
- 238000005260 corrosion Methods 0.000 description 1
- 230000003247 decreasing effect Effects 0.000 description 1
- 238000013461 design Methods 0.000 description 1
- 238000011161 development Methods 0.000 description 1
- 238000010586 diagram Methods 0.000 description 1
- 238000010790 dilution Methods 0.000 description 1
- 239000012895 dilution Substances 0.000 description 1
- 238000002149 energy-dispersive X-ray emission spectroscopy Methods 0.000 description 1
- 230000005496 eutectics Effects 0.000 description 1
- 230000006911 nucleation Effects 0.000 description 1
- 238000010899 nucleation Methods 0.000 description 1
- 230000000149 penetrating effect Effects 0.000 description 1
- 239000003208 petroleum Substances 0.000 description 1
- 238000005096 rolling process Methods 0.000 description 1
- 239000007787 solid Substances 0.000 description 1
- 230000035882 stress Effects 0.000 description 1
- 238000004781 supercooling Methods 0.000 description 1
- 230000008646 thermal stress Effects 0.000 description 1
- 230000008467 tissue growth Effects 0.000 description 1
- 230000007704 transition Effects 0.000 description 1
- 238000005406 washing Methods 0.000 description 1
Classifications
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C1/00—Making non-ferrous alloys
- C22C1/04—Making non-ferrous alloys by powder metallurgy
- C22C1/0433—Nickel- or cobalt-based alloys
-
- B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
- B22—CASTING; POWDER METALLURGY
- B22F—WORKING METALLIC POWDER; MANUFACTURE OF ARTICLES FROM METALLIC POWDER; MAKING METALLIC POWDER; APPARATUS OR DEVICES SPECIALLY ADAPTED FOR METALLIC POWDER
- B22F10/00—Additive manufacturing of workpieces or articles from metallic powder
- B22F10/20—Direct sintering or melting
- B22F10/28—Powder bed fusion, e.g. selective laser melting [SLM] or electron beam melting [EBM]
-
- B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
- B33—ADDITIVE MANUFACTURING TECHNOLOGY
- B33Y—ADDITIVE MANUFACTURING, i.e. MANUFACTURING OF THREE-DIMENSIONAL [3-D] OBJECTS BY ADDITIVE DEPOSITION, ADDITIVE AGGLOMERATION OR ADDITIVE LAYERING, e.g. BY 3-D PRINTING, STEREOLITHOGRAPHY OR SELECTIVE LASER SINTERING
- B33Y10/00—Processes of additive manufacturing
-
- Y—GENERAL TAGGING OF NEW TECHNOLOGICAL DEVELOPMENTS; GENERAL TAGGING OF CROSS-SECTIONAL TECHNOLOGIES SPANNING OVER SEVERAL SECTIONS OF THE IPC; TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER USPC CROSS-REFERENCE ART COLLECTIONS [XRACs] AND DIGESTS
- Y02—TECHNOLOGIES OR APPLICATIONS FOR MITIGATION OR ADAPTATION AGAINST CLIMATE CHANGE
- Y02P—CLIMATE CHANGE MITIGATION TECHNOLOGIES IN THE PRODUCTION OR PROCESSING OF GOODS
- Y02P10/00—Technologies related to metal processing
- Y02P10/25—Process efficiency
Landscapes
- Chemical & Material Sciences (AREA)
- Engineering & Computer Science (AREA)
- Materials Engineering (AREA)
- Manufacturing & Machinery (AREA)
- Physics & Mathematics (AREA)
- Plasma & Fusion (AREA)
- Mechanical Engineering (AREA)
- Metallurgy (AREA)
- Organic Chemistry (AREA)
- Powder Metallurgy (AREA)
Abstract
本发明属于镍基高温合金技术领域，涉及一种增材制造镍基高温合金的方法。本发明通过将TC4合金球磨粉碎后和GH4169合金通过混合均匀，制备得到镍基高温合金前体粉末；再将镍基高温合金前体粉末通过激光熔化沉积制备得到镍基高温合金。本发明通过TC4合金的添加，显著提升沉积态GH4169合金硬度与力学性能，在延伸率下降不显著的同时，抗拉强度可达1213.01MPa。
Description
技术领域
本发明涉及镍基高温合金技术领域，特别是涉及一种增材制造镍基高温合金的方法。
背景技术
GH4169合金是目前应用最广泛的在-253～650℃范围内应用具有优异强度、抗腐蚀、抗蠕变及高疲劳寿命的镍基高温合金，有“万能合金”的美誉，广泛应用于航空发动机涡轮盘与叶片、石油管道、核工业结构件等。该合金是一种沉淀强化型变形高温合金，其合金化程度高，传统真空感应熔炼易出现合金化元素偏析，产生黑斑和白斑等冶金缺陷，影响合金性能。
激光增材制造技术具有高冷却速率与高温度梯度特征，十分适用于GH4169等容易出现成分偏析的镍基高温合金的成形，但该技术同时导致GH4169合金沉积态组织多为贯穿多道沉积层的粗大柱状晶。
此外，目前研究多集中于合金化对真空感应熔炼制备GH4169合金组织性能的影响，合金化对激光熔化沉积制备GH4169合金组织与性能的影响研究有待进一步考察。从力学性能角度看，虽然增材成形GH4169合金韧性较高，但强度不太理想，这限制了其进一步发展和应用。因此，如何进一步提升GH4169合金强度，提高其综合力学性能，以及研究显微组织随合金化演变尤为重要。
发明内容
本发明的目的是提供一种增材制造镍基高温合金的方法，TC4和GH4169具有相近的熔点与相差不大的热膨胀系数，通过添加TC4合金提高GH4169合金的合金化程度，以解决上述现有技术存在的问题，实现了GH4169合金强度的提升，提高了其综合力学性能。
为实现上述目的，本发明提供了如下方案：
本发明技术方案之一：提供一种增材制造镍基高温合金的方法，步骤包括：
将TC4合金球磨粉碎后和GH4169合金混合均匀，制备得到镍基高温合金前体粉末；
将所述镍基高温合金前体粉末通过激光熔化沉积制备得到所述镍基高温合金。
进一步的，所述镍基高温合金前体粉末中TC4合金质量百分比为1％～8％。
进一步的，所述混合为通过球磨合金化的方法混合。
通过球磨合金化的方法混合后GH4169合金粉末表面均匀附着细小TC4颗粒。
进一步的，所述TC4合金的粒径为80～300μm。
进一步的，所述TC4合金球磨粉碎后的粒径为1～8μm。
进一步的，所述GH4169合金的粒径为30～150μm。
进一步的，所述激光熔化沉积的激光功率为1200～2000W，扫描速度为360～600mm/min，送粉速率为4～9g/min，优选为，激光功率为1200W，扫描速度为360mm/min，送粉速率为8.2g/min。
进一步的，所述激光熔化沉积在惰性气氛保护下进行。
优选的，所述惰性气氛为氩气气氛。
本发明技术方案之二：提供一种由上述方法制备得到的镍基高温合金。
本发明技术方案之三：提供一种提升镍基高温合金力学性能的方法，步骤包括：
以TC4合金和GH4169合金为镍基高温合金前体粉末，经激光熔化沉积制备得到所述镍基高温合金。
进一步的，所述镍基高温合金前体粉末中TC4合金质量百分比为1％～8％。
进一步的，所述TC4合金为经球磨粉碎处理的TC4合金。
优选的，所述球磨粉碎的粒径为1～8μm。
进一步的，所述GH4169合金的粒径为30～150μm。
进一步的，所述激光熔化沉积的激光功率为1200～2000W，扫描速度为360～600mm/min，送粉速率为4～9g/min，优选为，激光功率为1200W，扫描速度为360mm/min，送粉速率为8.2g/min。
进一步的，所述激光熔化沉积在惰性气氛保护下进行。
优选的，所述惰性气氛为氩气气氛。
本发明技术方案之四：提供TC4合金在提升激光增材制造的GH4169合金力学性能中的应用。
本发明公开了以下技术效果：
激光熔化沉积GH4169合金中TC4合金的添加未改变沉积合金组织形态，合金沉积层底部主要为粗大柱状晶，上部主要为细小等轴晶，但TC4合金的添加有效细化了合金沉积态晶粒与脆性Laves相尺寸，导致Laves相由连续长链状转变为弥散短棒状，长宽比由9.2下降至2.6。
本发明通过TC4合金的添加，显著提升沉积态GH4169合金硬度与力学性能，在延伸率下降不显著的同时，抗拉强度可达1213.01MPa。
TC4合金的添加可有效代替Al和Ti合金化，沉积过程中TC4合金熔化，其主要组成元素Ti和Al充分溶解到GH4169合金熔体，参与凝固及组织的形成，提升合金沉积熔池凝固速率，减少元素偏析，促进强化相γ′和γ″析出，提高沉积态合金硬度与力学性能。
激光熔化沉积GH4169合金时，TC4合金的添加能够起到细晶强化、固溶强化、析出强化的作用。
附图说明
为了更清楚地说明本发明实施例或现有技术中的技术方案，下面将对实施例中所需要使用的附图作简单地介绍，显而易见地，下面描述中的附图仅仅是本发明的一些实施例，对于本领域普通技术人员来讲，在不付出创造性劳动的前提下，还可以根据这些附图获得其他的附图。
图1为GH4169合金、TC4合金、TC4合金球磨粉和实施例1中镍基高温合金前体粉末的SEM图，其中，(a)为GH4169合金，(b)为TC4合金，(c)为TC4合金球磨粉，(d)为实施例1中镍基高温合金前体粉末；
图2为对比例1和实施例1～4制备得到的单道单层沉积层的镍基高温合金的宏观组织形貌，其中，(a)GH4169，(b)1TC4/GH4169，(c)3TC4/GH4169，(d)5TC4/GH4169，(e)8TC4/GH4169；
图3为对比例1和实施例1～4制备得到的单道多层沉积层的镍基高温合金的宏观组织形貌，其中，(a)GH4169，(b)1TC4/GH4169，(c)3TC4/GH4169，(d)5TC4/GH4169，(e)8TC4/GH4169；
图4为对比例1和实施例1～4制备得到的单道单层沉积层的镍基高温合金底部微观组织形貌，其中，(a)GH4169，(b)1TC4/GH4169，(c)3TC4/GH4169，(d)5TC4/GH4169，(e)8TC4/GH4169；
图5为单道单层沉积层GH4169、1TC4/GH4169、3TC4/GH4169、5TC4/GH4169和8TC4/GH4169的柱状晶一次枝晶臂间距统计结果；
图6为GH4169与5TC4/GH4169的单道单层沉积层试样进行EBSD分析结果图，其中，(a)为GH4169的反极图，(b)为GH4169的极图，(c)为5TC4/GH4169的反极图，(d)为5TC4/GH4169的极图；
图7为GH4169、1TC4/GH4169、3TC4/GH4169、5TC4/GH4169和8TC4/GH4169的XRD图谱以及49.5～51.5°范围内详细图谱，其中，(a)为XRD图谱，(b)为49.5～51.5°范围内详细图谱；
图8为对比例1和实施例1～4微观组织SEM图和选取的EDS点，其中，(a)GH4169，(b)1TC4/GH4169，(c)3TC4/GH4169，(d)5TC4/GH4169，(e)8TC4/GH4169；
图9为沉积态GH4169和5TC4/GH4169合金微观组织的TEM图，其中，(a)GH4169，(b)5TC4/GH4169；
图10为沉积态GH4169和5TC4/GH4169合金组织内位错TEM图，其中，(a)GH4169，(b)5TC4/GH4169；
图11为不同TC4合金含量GH4169合金沉积态显微硬度；
图12为实施例1～3和对比例1的合金试样应力-应变曲线。
具体实施方式
现详细说明本发明的多种示例性实施方式，该详细说明不应认为是对本发明的限制，而应理解为是对本发明的某些方面、特性和实施方案的更详细的描述。
应理解本发明中所述的术语仅仅是为描述特别的实施方式，并非用于限制本发明。另外，对于本发明中的数值范围，应理解为还具体公开了该范围的上限和下限之间的每个中间值。在任何陈述值或陈述范围内的中间值，以及任何其他陈述值或在所述范围内的中间值之间的每个较小的范围也包括在本发明内。这些较小范围的上限和下限可独立地包括或排除在范围内。
除非另有说明，否则本文使用的所有技术和科学术语具有本发明所述领域的常规技术人员通常理解的相同含义。虽然本发明仅描述了优选的方法和材料，但是在本发明的实施或测试中也可以使用与本文所述相似或等同的任何方法和材料。本说明书中提到的所有文献通过引用并入，用以公开和描述与所述文献相关的方法和/或材料。在与任何并入的文献冲突时，以本说明书的内容为准。
在不背离本发明的范围或精神的情况下，可对本发明说明书的具体实施方式做多种改进和变化，这对本领域技术人员而言是显而易见的。由本发明的说明书得到的其他实施方式对技术人员而言是显而易见得的。本发明说明书和实施例仅是示例性的。
关于本文中所使用的“包含”、“包括”、“具有”、“含有”等等，均为开放性的用语，即意指包含但不限于。
本发明具体实施方案中，所用的TC4合金和GH4169合金均为市售产品，为粉末状态，两种原始合金粉末球形度均良好，表面光滑，无明显缺陷，其中，TC4合金的粒径约为100μm，主要化学成分如表1所示，GH4169合金的粒径约为50μm，主要化学成分如表2所示。
表1TC4合金化学成分
表2GH4169合金化学成分
本发明具体实施方案中，增材制造所用的基板材料为316不锈钢，基板尺寸为160mm×160mm×20mm，于160mm×160mm表面进行试样的沉积，使用砂纸将基板表面打磨光滑，去除表面氧化层，随后以丙酮擦拭清洗基板表面，酒精冲洗后吹干备用。
实施例1
增材制造镍基高温合金的步骤为：
S1、通过单罐行星式球磨机将TC4合金粉末破碎为细小颗粒(破碎后粒径约为3μm)，记为TC4合金球磨粉；
S2、通过三维混料机连续翻滚碰撞将TC4合金球磨粉与GH4169合金粉末按照质量比1:99均匀混合，得到表面均匀附着细小TC4颗粒的GH4169合金预制粉，记为镍基高温合金前体粉末；
S3、以镍基高温合金前体粉末为原料，采用中科煜宸RC-LMD-8060同轴送粉式激光熔化沉积设备进行增材制造，激光功率为1200W，扫描速度为360mm/min，送粉速率为8.2g/min，增材制造过程中打印腔室进行抽真空处理并充入高纯氩气作为保护气体(控制氧含量保持在50ppm以下)，制备得到单道单层和单道多层沉积层的镍基高温合金，记为1TC4/GH4169。
实施例2
与实施例1相比，不同之处仅在于，步骤S2中TC4合金球磨粉与GH4169合金粉末的质量比为3:97，制备得到的单道单层和单道多层沉积层的镍基高温合金记为3TC4/GH4169。
实施例3
与实施例1相比，不同之处仅在于，步骤S2中TC4合金球磨粉与GH4169合金粉末的质量比为5:95，制备得到的单道单层和单道多层沉积层的镍基高温合金记为5TC4/GH4169。
实施例4
与实施例1相比，不同之处仅在于，步骤S2中TC4合金球磨粉与GH4169合金粉末的质量比为8:92，制备得到的单道单层和单道多层沉积层的镍基高温合金记为8TC4/GH4169。
对比例1
增材制造镍基高温合金的步骤为：
以GH4169合金粉末为原料，采用中科煜宸RC-LMD-8060同轴送粉式激光熔化沉积设备进行增材制造，激光功率为1200W，扫描速度为360mm/min，送粉速率为8.2g/min，增材制造过程中打印腔室进行抽真空处理并充入高纯氩气作为保护气体(控制氧含量保持在50ppm以下)，制备得到单道单层和单道多层沉积层的镍基高温合金，记为GH4169。
试验例
图1为GH4169合金、TC4合金、TC4合金球磨粉和实施例1中镍基高温合金前体粉末的SEM图，其中，(a)为GH4169合金，(b)为TC4合金，(c)为TC4合金球磨粉，(d)为实施例1中镍基高温合金前体粉末。由图1可以看出，通过三维混料机连续翻滚碰撞将TC4合金球磨粉与GH4169合金粉末均匀混合后，TC4合金球磨粉均匀附着于GH4169合金表面。
图2为对比例1和实施例1～4制备得到的单道单层沉积层的镍基高温合金的宏观组织形貌，其中，(a)GH4169，(b)1TC4/GH4169，(c)3TC4/GH4169，(d)5TC4/GH4169，(e)8TC4/GH4169。由图2可以看出，TC4合金含量的提升，略有提高GH4169合金沉积熔池的稀释率，TC4合金的添加导致镍基高温合金前体粉末在熔池中合金化反应放热量增多，熔池整体温度提升，发生更大深度重熔。
图3为对比例1和实施例1～4制备得到的单道多层沉积层的镍基高温合金的宏观组织形貌，其中，(a)GH4169，(b)1TC4/GH4169，(c)3TC4/GH4169，(d)5TC4/GH4169，(e)8TC4/GH4169。由图3可以看出，当沉积层数较多时，GH4169沉积层出现倾斜，沉积不能稳定进行；1TC4/GH4169和3TC4/GH4169的沉积层宽化严重，总体来看，5TC4/GH4169沉积层整体形貌较好。
图4为对比例1和实施例1～4制备得到的单道单层沉积层的镍基高温合金底部微观组织形貌，其中，(a)GH4169，(b)1TC4/GH4169，(c)3TC4/GH4169，(d)5TC4/GH4169，(e)8TC4/GH4169。由图4可以看出，沉积层底部粗大柱状晶由下而上生长，方向与沉积层底部近乎垂直。
采用平均值法对实验合金的一次枝晶臂间距进行测量，结果如图5所示。图5为单道单层沉积层GH4169、1TC4/GH4169、3TC4/GH4169、5TC4/GH4169和8TC4/GH4169的柱状晶一次枝晶臂间距统计结果。由图5可以看出，GH4169、1TC4/GH4169、3TC4/GH4169、5TC4/GH4169和8TC4/GH4169沉积层底部柱状晶一次枝晶臂间距分别为5.6μm、3.9μm、3.6μm、3.5μm和4.5μm，合金粗大柱状晶一次枝晶臂间距随TC4合金的添加整体有所下降。凝固时冷却速率是影响枝晶间距的重要因素，当冷却速率上升时，枝晶生长时间被缩短，则枝晶间距相应降低，因此，TC4合金的添加有助于提升合金沉积熔池的凝固速率，获得更加有益于性能的组织。
实施例1～4制备得到的镍基高温合金仍表现常规沉积态GH4169合金组织特征。沉积层底部主要为粗大柱状晶，上部主要为细小等轴晶。单道多层沉积层清晰可见层与层之间的层带，但粗大柱状晶贯穿多层沉积层，表明各沉积层之间冶金结合良好，保证了合金组织生长上的连续性与各层间的结合强度。
综合来看，5TC4/GH4169展现出较好的沉积效果，选取GH4169与5TC4/GH4169的单道单层沉积层试样进行EBSD分析，结果如图6所示。
图6为GH4169与5TC4/GH4169的单道单层沉积层试样进行EBSD分析结果图，其中，(a)为GH4169的反极图，(b)为GH4169的极图，(c)为5TC4/GH4169的反极图，(d)为5TC4/GH4169的极图。由于基板与沉积层所用材料的差异，基板为细小等轴晶，而沉积层则表现为由下而上生长的粗大柱状晶，其生长方向沿沉积层边界法线向沉积层内与顶部发展，由图6可以看出，(a)和(c)均可见，存在较小晶粒打断粗大柱状晶的外延生长现象，这是由于Marangoni对流影响温度梯度导致阻碍了柱状晶的生长，此外，(a)所示的GH4169合金中柱状晶最大尺寸可达225μm，(c)所示的5TC4/GH4169合金中柱状晶最大尺寸为175μm，TC4合金的添加细化了沉积态GH4169合金晶粒，利于合金力学性能的提升，晶粒细化的原因为TC4合金的添加引入Ti、Al等更多异质元素，凝固时形成更大的成分过冷，同时增加形核位点。另外，(b)和(d)所示的极图可以看出，沉积态GH4169与5TC4/GH4169合金极密度最大值分别为4.87和3.17，意味着两种合金晶粒生长均未表现出择优取向，即TC4添加对GH4169合金晶粒生长取向无影响。
图7为GH4169、1TC4/GH4169、3TC4/GH4169、5TC4/GH4169和8TC4/GH4169的XRD图谱以及49.5～51.5°范围内详细图谱，其中，(a)为XRD图谱，(b)为49.5～51.5°范围内详细图谱。图7中的(a)XRD分析结果表明，沉积态TC4/GH4169合金主要由基体γ相组成，检测到(111)γ、(200)γ、(220)γ、(311)γ四个晶面对应的衍射峰。未检测到其他相存在；(b)所示的衍射峰可以看出，与GH4169合金相比，添加TC4的合金(200)γ晶面衍射峰均有一定程度的左移，即θ减小，根据布拉格公式：2dsinθ＝nλ(d为晶面间距，θ为入射X射线与相应晶面的夹角，λ为X射线的波长，n为衍射级数)，可知，θ减小意味着晶面间距d增大，即TC4合金添加导致合金晶面间距增大，说明晶格发生畸变，对基体起到强化作用，这是TC4中Ti、Al等原子固溶到基体的原因，即TC4添加导致γ相原子固溶度增加，固溶强化加强。
图8为对比例1和实施例1～4微观组织SEM图和选取的EDS点，其中，(a)GH4169，(b)1TC4/GH4169，(c)3TC4/GH4169，(d)5TC4/GH4169，(e)8TC4/GH4169。由图8可以看出，合金基体中分布着白色析出相，其中，GH4169合金白色析出相呈长链状，其长宽比约为9.2，TC4添加后合金基体中白色链状析出相被细化，形貌逐渐转变为非连续短棒状，其长宽比也显著减小，TC4合金添加量为5wt.％时，白色相长宽比约为2.6。
对图8中合金灰黑色基体与白色析出相选取的EDS点进行分析，结果如表3所示，可以看出灰黑色区域Ni、Fe、Cr含量处于较高水平，Ni含量在44～53wt.％范围内，Fe含量在20～24wt.％范围内，Cr含量在19～21wt.％范围内，而Nb含量较低，仅3％左右。与之相对的，白色区域Nb含量远高于灰黑色区域，达到20wt.％以上，但Ni、Fe、Cr含量较低。此外，L→γ+Laves共晶转变是GH4169合金凝固后期发生的典型组织变化。由此判断，灰黑色区域为基体γ相，白色区域为脆性Laves相(Cr2Nb)。另一方面，由A、C、E、G、I点EDS分析结果可知，基体γ相中固溶的Ti含量随TC4合金添加量增加而增加，Ti的较多固溶引起γ相晶格畸变，进而导致晶面间距增加，结果解释了图7的(b)XRD图谱中衍射峰左移的原因。
表3
图9为沉积态GH4169和5TC4/GH4169合金微观组织的TEM图，其中，(a)GH4169，(b)5TC4/GH4169。由图9可以看出，除图7所示的XRD图谱与图8所示的SEM图发现的相外，TEM图像中出现了其他相，其呈白色粒状或椭球状，可以确定其为强化相γ′(Ni3(Al,Ti))和γ″(Ni3Nb)，其中粒状相是γ′，椭球状相是γ″，GH4169和5TC4/GH4169相比，沉积态5TC4/GH4169合金中强化相γ′和γ″含量远高于GH4169，即TC4添加提升了GH4169合金中强化相γ′和γ″含量，将有利于合金力学性能的提升。
图10为沉积态GH4169和5TC4/GH4169合金组织内位错TEM图，其中，(a)GH4169，(b)5TC4/GH4169。激光熔化沉积制造的高凝固速率、熔池扰动、体积变化等，凝固时热应力和组织应力来不及释放形成位错，位错的出现有利于合金强度的提升，对比图10中的(a)和(b)可以看出，5TC4/GH4169合金位错密度更高，即TC4添加可以提升GH4169合金沉积态组织中的位错密度，其原因在于该合金成分更为复杂、凝固时冷却速率更大带来凝固后合金位错密度的提升，这同样有利于合金强度提升。
通过对实施例1～4和对比例1的合金试样进行显微硬度测试，探究TC4合金添加对沉积态GH4169合金力学性能的影响，每试样分别取5个不同的点进行测试，结果取平均值，结果如图11所示。
图11为不同TC4合金含量GH4169合金沉积态显微硬度。由图11可以看出，GH4169合金试样显微硬度为296.2HV，随TC4合金添加量的提高，试样的显微硬度呈上升趋势。添加量为0～5wt.％时，试样显微硬度提升较缓，但当TC4添加量达到8wt.％时，试样显微硬度上升幅度较大，其硬度值达到365.1HV，相较于GH4169提升23.3％。随着TC4合金添加量的提高，晶粒组织得到细化，实现细晶强化。其次，由图9所示的TEM图可以明显看出，添加5wt.％TC4合金后GH4169合金中的γ′与γ″强化相析出量明显提高，更多强化相的析出也导致合金硬度提升，可见，本发明制备得到镍基高温合金的显微硬度的提高可归因于细晶强化与析出强化。
通过对实施例1～3和对比例1的合金试样标准拉伸试样进行拉伸测试，考察TC4添加对GH4169合金室温拉伸性能的影响，结果如图12和表4所示。
表4
图12为实施例1～3和对比例1的合金试样应力-应变曲线。由图12和表4可以看出，拉伸测试结果显示，沉积态GH4169合金抗拉强度为1021.58MPa，延伸率为29.5％。随TC4合金的添加，沉积态合金的强度逐步提升但伴随着塑性降低。1TC/GH4169、3TC/GH4169和5TC/GH4169合金沉积态抗拉强度分别为1058.12MPa、1081.43MPa和1213.01MPa，延伸率分别为25.3％、24.4％和17.5％。抗拉强度分别提高了3.6％、5.9％和18.7％，其中添加5wt.％TC4时合金抗拉强度提升最为显著。力学性能结果与微观组织形态分别对应，晶粒越细，晶界越多，材料内部位错密度越大，材料受到外力作用，变形分散在更多晶粒中，其强度也越高。因此，GH4169合金中TC4合金添加代替Ti和Al的合金化，沉积过程中TC4合金熔化，其主要组成元素Ti和Al充分溶解到GH4169合金熔体，参与凝固及凝固组织的形成，结果提升沉积熔池凝固速率，减少元素偏析的同时起到细晶强化、固溶强化、析出强化的作用，综合提升了沉积态GH4169合金力学性能。
以上所述的实施例仅是对本发明的优选方式进行描述，并非对本发明的范围进行限定，在不脱离本发明设计精神的前提下，本领域普通技术人员对本发明的技术方案做出的各种变形和改进，均应落入本发明权利要求书确定的保护范围内。
Claims (9)
1.一种增材制造镍基高温合金的方法，其特征在于，步骤包括：
将TC4合金球磨粉碎后和GH4169合金混合均匀，制备得到镍基高温合金前体粉末；
将所述镍基高温合金前体粉末通过激光熔化沉积制备得到所述镍基高温合金。
2.根据权利要求1所述的方法，其特征在于，所述镍基高温合金前体粉末中TC4合金质量百分比为1％～8％。
3.根据权利要求1所述的方法，其特征在于，所述TC4合金球磨粉碎后的粒径为1～8μm；所述GH4169合金的粒径为30～150μm。
4.根据权利要求1所述的方法，其特征在于，所述激光熔化沉积的激光功率为1200～2000W，扫描速度为360～600mm/min，送粉速率为4～9g/min。
5.根据权利要求1所述的方法，其特征在于，所述混合为通过球磨合金化的方法混合。
6.一种如权利要求1～5任一项所述方法制备得到的镍基高温合金。
7.一种提升镍基高温合金力学性能的方法，步骤包括：
以TC4合金和GH4169合金为镍基高温合金前体粉末，经激光熔化沉积制备得到所述镍基高温合金。
8.根据权利要求7所述的方法，其特征在于，所述TC4合金的粒径为80～300μm。
9.TC4合金在提升激光增材制造的GH4169合金力学性能中的应用。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| CN202410940803.9A CN119040677A (zh) | 2024-07-15 | 2024-07-15 | 一种增材制造镍基高温合金的方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| CN202410940803.9A CN119040677A (zh) | 2024-07-15 | 2024-07-15 | 一种增材制造镍基高温合金的方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| CN119040677A true CN119040677A (zh) | 2024-11-29 |
Family
ID=93569656
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| CN202410940803.9A Pending CN119040677A (zh) | 2024-07-15 | 2024-07-15 | 一种增材制造镍基高温合金的方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| CN (1) | CN119040677A (zh) |
Citations (11)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN104985182A (zh) * | 2015-08-05 | 2015-10-21 | 黑龙江科技大学 | 一种gh4169合金激光熔化成形沉淀强化方法 |
| EP2949768A1 (en) * | 2014-05-28 | 2015-12-02 | Alstom Technology Ltd | Gamma prime precipitation strengthened nickel-base superalloy for use in powder based additive manufacturing process |
| CN105828983A (zh) * | 2013-12-23 | 2016-08-03 | 通用电器技术有限公司 | 用于基于粉末的增材制造过程的γ’沉淀增强镍基超合金 |
| CN110076340A (zh) * | 2019-05-16 | 2019-08-02 | 南京尚吉增材制造研究院有限公司 | 钛合金连续梯度耐高温涂层及其制备方法 |
| CN110125405A (zh) * | 2019-06-21 | 2019-08-16 | 武汉轻工大学 | Gh625合金性能强化方法 |
| CN113414405A (zh) * | 2021-06-29 | 2021-09-21 | 西北工业大学 | 一种调节激光增材制造晶粒形貌的方法 |
| CN114918427A (zh) * | 2022-05-09 | 2022-08-19 | 西北工业大学 | 镍基高温合金构件增材制造方法 |
| KR20230015211A (ko) * | 2021-07-22 | 2023-01-31 | 창원대학교 산학협력단 | 고분율의 강화상을 포함하는 적층제조용 니켈기 초내열합금 및 이를 이용한 고온 부재의 적층제조 방법 |
| CN116460287A (zh) * | 2023-05-12 | 2023-07-21 | 哈尔滨工程大学 | 一种镍基高温合金及其激光选区熔化制备方法 |
| CN117123797A (zh) * | 2023-08-31 | 2023-11-28 | 山东大学 | 高镁元素掺杂增材制造镍基高温合金材料的方法及其应用 |
| CN117926081A (zh) * | 2023-12-25 | 2024-04-26 | 中国科学院金属研究所 | 镍基高温合金粉末、增材制造镍基高温合金及其制备方法 |
-
2024
- 2024-07-15 CN CN202410940803.9A patent/CN119040677A/zh active Pending
Patent Citations (11)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN105828983A (zh) * | 2013-12-23 | 2016-08-03 | 通用电器技术有限公司 | 用于基于粉末的增材制造过程的γ’沉淀增强镍基超合金 |
| EP2949768A1 (en) * | 2014-05-28 | 2015-12-02 | Alstom Technology Ltd | Gamma prime precipitation strengthened nickel-base superalloy for use in powder based additive manufacturing process |
| CN104985182A (zh) * | 2015-08-05 | 2015-10-21 | 黑龙江科技大学 | 一种gh4169合金激光熔化成形沉淀强化方法 |
| CN110076340A (zh) * | 2019-05-16 | 2019-08-02 | 南京尚吉增材制造研究院有限公司 | 钛合金连续梯度耐高温涂层及其制备方法 |
| CN110125405A (zh) * | 2019-06-21 | 2019-08-16 | 武汉轻工大学 | Gh625合金性能强化方法 |
| CN113414405A (zh) * | 2021-06-29 | 2021-09-21 | 西北工业大学 | 一种调节激光增材制造晶粒形貌的方法 |
| KR20230015211A (ko) * | 2021-07-22 | 2023-01-31 | 창원대학교 산학협력단 | 고분율의 강화상을 포함하는 적층제조용 니켈기 초내열합금 및 이를 이용한 고온 부재의 적층제조 방법 |
| CN114918427A (zh) * | 2022-05-09 | 2022-08-19 | 西北工业大学 | 镍基高温合金构件增材制造方法 |
| CN116460287A (zh) * | 2023-05-12 | 2023-07-21 | 哈尔滨工程大学 | 一种镍基高温合金及其激光选区熔化制备方法 |
| CN117123797A (zh) * | 2023-08-31 | 2023-11-28 | 山东大学 | 高镁元素掺杂增材制造镍基高温合金材料的方法及其应用 |
| CN117926081A (zh) * | 2023-12-25 | 2024-04-26 | 中国科学院金属研究所 | 镍基高温合金粉末、增材制造镍基高温合金及其制备方法 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| Wang et al. | Microstructures and properties of equimolar AlCoCrCuFeNi high-entropy alloy additively manufactured by selective laser melting | |
| Salman et al. | Selective laser melting of 316L stainless steel: Influence of TiB2 addition on microstructure and mechanical properties | |
| Chen et al. | Effect of heat treatment on the microstructure and high temperature oxidation behavior of TiC/Inconel 625 nanocomposites fabricated by selective laser melting | |
| JP7511546B2 (ja) | ニッケル基超合金 | |
| CN112981208B (zh) | 一种轻质难熔耐高温共晶高熵合金及其制备方法 | |
| CN113020598B (zh) | 一种选区激光熔化成形镍基高温合金及其制备方法 | |
| JPH08505432A (ja) | 単結晶ニッケル・ベース超合金 | |
| WO2006101212A1 (ja) | ２重複相組織を有するＮｉ3Ａｌ基金属間化合物及びその製造方法，耐熱構造材 | |
| US20090308507A1 (en) | Ni-BASED COMPOUND SUPERALLOY HAVING EXCELLENT OXIDATION RESISTANCE, METHOD FOR MANUFACTURING THE SAME, AND HEAT-RESISTANT STRUCTURAL MATERIAL | |
| Yu et al. | Influence of Cr/Mo ratio on microstructure and mechanical properties of the Ni-based superalloys fabricated by laser additive manufacturing | |
| Bi et al. | Microstructure, mechanical properties and multiphase synergistic strengthening mechanisms of a novel laser additive manufactured AlNi6TiZr alloy | |
| Li et al. | Anisotropic tensile properties and in-situ deformation behavior of Inconel 718 alloy fabricated by laser directed energy deposition | |
| CN119040677A (zh) | 一种增材制造镍基高温合金的方法 | |
| CN117620183A (zh) | 一种采用稀土硅化物优化增材制造高温钛合金力学性能的方法 | |
| Völkl et al. | Stabilizing the L1 2 structure of Pt 3 Al (r) in the Pt-Al-Sc system | |
| Zhou et al. | Study on the Effect of Remelt Scanning and Heat Treatment Processes on the Structure and Properties of Laser Powder Bed Fusion Formed Al-Mg-Sc-Zr Alloys | |
| Hamid et al. | Processing, microstructure, and mechanical properties of cast In-Situ Al (Mg, Ti)-Al 2 O 3 (TiO 2) composite | |
| Zhang et al. | AlCoCuFeNi high-entropy alloy coating fabricated by laser cladding with gas-atomized pre-alloy powders | |
| CN119640098A (zh) | 一种用于LPBF工艺的γ’相强化钴基高温合金及其制备方法 | |
| CN117512592A (zh) | 一种防氧化激光熔覆层及其制备方法 | |
| Zhao et al. | Oxidation behavior of a Ni-Cr-Fe superalloy from 800℃ to 1100℃ in air: Formation and mechanism of multilayer oxide films | |
| Zhang et al. | Research on the microstructure and property evolution induced by elemental differences in FeCoNiCr-based high-entropy alloys prepared by directed energy deposition | |
| Wang et al. | Effect of boron doping on high-temperature oxidation resistance of Ni-based superalloy in air | |
| Jiang et al. | Synergistic enhancement of mechanical and thermo-physical properties in Al-2Mn-xNi alloys via Ni content variation | |
| CN116275120A (zh) | 一种陶瓷颗粒增强沉淀硬化型镍基高温合金性能提升方法 |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| PB01 | Publication | ||
| PB01 | Publication | ||
| SE01 | Entry into force of request for substantive examination | ||
| SE01 | Entry into force of request for substantive examination |