发布日期：2025-9-6 15:25:31
最近5年来，上海汽轮机厂(简称“上汽厂”)正在大力推进基于选择性激光熔化(SelectiveLaserMelting,SLM)工艺的3D打印技术。Inconel718高温合金是比较常见的3D打印时效强化型高温合金材料，其以γ相为基体、γ″相为主要强化相[1]。该材料具有较高的高温强度，以及较好的疲劳性能和蠕变持久性能，广泛应用于航空、航天、核能，以及石化工业等领域。SLM成型技术将高能束激光选择性地作用于金属粉末材料，使其熔化、凝固，同时配合粉床和刮刀的相对运动，实现粉末的逐层叠加，形成结构完整的零部件[1]。SLM成型工艺具有较高的加工自由度，可以用于传统成型方式难以实现的复杂构件的制造。同时，零件的表面质量和尺寸精度较好，可以实现零件的近净成形。
目前，行业内对SLM打印成型的Inconel718高温合金材料不同热处理状态下的显微组织和力学性能方面的研究还不多见，而制造厂商对3D打印高温合金材料的需求不断增多，因此有必要对该领域开展深入的探索。本文将采用SLM工艺打印Inconel718高温合金试棒，在进行不同热处理后，开展化学成分分析、显微组织分析与力学性能评估工作，旨在为透平动力装备中3D打印Inconel718高温合金材料的应用提供技术支持。
1、3D打印及后处理
1.1粉末信息
3D打印Inconel718高温合金试棒所使用的粉末为氩气雾化粉，其粒径范围为15~53μm，流动性为[原文未提及具体数值]，松装密度为4.36g/cm³，振实密度为4.93g/cm³，粉末颜色呈浅灰色、色泽均匀，干燥无结块。粉末化学成分如表1所示，其余量为Fe。
表1 Inconel718高温合金粉末成分
| 元素 | 质量分数/% |
| C | 0.04 |
| Si | 0.03 |
| Cr | 18.60 |
| Ni | 54.80 |
| Nb | 5.10 |
| Mo | 2.94 |
| Al | 0.56 |
| Ti | 1.07 |
| Co | 0.31 |
1.2打印工艺
上汽厂使用SLM设备打印Inconel718高温合金试棒，关键打印参数及说明如表2所示。用于拉伸、持久和疲劳性能测试的打印试棒尺寸为15mm×75mm(直径×长度)；用于冲击性能测试的打印试棒尺寸为12mm×57mm(直径×长度)。测试方向为沉积和水平方向，单版试棒打印完成和清粉处理后的照片如图1所示，累计打印3版。
表2 Inconel718高温合金试棒打印参数及说明
| 项目 | 参数及说明 |
| 铺粉层厚/μm | 40 |
| 离焦量/mm | +0.5 |
| 光斑直径/μm | 90 |
| 激光功率/W | 295 |
| 扫描速度/(mm・s⁻¹) | 950 |
| 道间距/mm | 0.11 |
| 分区方式 | 条带10mm |
| 扫描方式 | 单向扫描每层旋转67° |
| 氧质量分数/10⁻⁶ | ≤300 |
| 基板加热 | 否 |
1.3后处理
打印完成后，从基板上对试棒进行线切割，在沉积和水平方向各选择若干试棒进行固溶加时效处理。剩余的打印试棒先进行热等静压(HotIsostaticPressing,HIP)处理，再进行固溶加时效处理。
HIP处理工艺为：加热温度1165℃，保温4h，保温压力135MPa，充氩气冷却。固溶处理工艺为：980℃下保温1h，然后空冷处理。时效处理工艺为：720℃下保温8h，炉冷2h至620℃，保温8h，然后空冷处理。
2、结果与分析
2.1化学成分
3D打印Inconel718高温合金试棒的化学成分测试结果如表3所示，材料余量为Fe。各合金元素成分均满足高温合金手册中的锻件技术要求[2]。
表3 3D高温合金试棒的化学成分测试结果
| 元素 | 质量分数要求范围/% | 质量分数实测值/% |
| C | 0.02~0.06 | 0.03 |
| Si | ≤0.35 | 0.008 |
| Cr | 17.0~21.0 | 18.50 |
| Ni | 50.0~55.0 | 54.00 |
| Nb | 5.00~5.50 | 5.10 |
| Mo | 2.80~3.30 | 3.11 |
| Al | 0.20~0.80 | 0.60 |
| Ti | 0.65~1.15 | 1.13 |
| Co | ≤1.00 | 0.40 |
2.2显微组织
图2为打印态试样的沉积方向和水平方向的金相组织。从图2(a)(b)可以看出，材料在沉积方向有典型的鱼鳞状熔池结构，这与激光光斑能量呈中间高两边低的高斯分布特性有关[3]，并且发现了少量不规则形状的气孔。从图2(c)(d)水平方向组织能够看到规则排列的熔池边界，相邻道次之间的层面的夹角为67°，相邻层间呈现彼此交错的特征。
图3为打印态试样沉积方向扫描电镜(ScanningElectronicMicroscope,SEM)组织。从图3(a)(b)可以看出，在熔池边界上的晶粒会呈现出定向生长的树枝晶形状，这主要是因为在激光熔化粉末的过程中，由于氩气冷却速度较快且温度梯度较大，垂直于边界方向容易形成树枝晶。同时，在熔池边界也观察到一些胞状晶组织。另外，图3(c)中白亮区域为Laves相，这很有可能是在SLM成型过程中冷却速率过高(10⁵~10⁷K/s)，使难熔元素Nb、Mo和Ti来不及扩散，从而在枝晶边界形成偏聚[4]。
图4为不同热处理状态下试样沉积方向和水平方向的金相组织。从图4(a)(b)可以看出，打印态试样经过固溶加时效处理后，沉积方向的鱼鳞纹特征消失，说明晶粒开始发生再结晶。从图4(c)(d)可以看出，加入HIP处理后，沉积方向和水平方向的金相组织中晶界更加清晰，再结晶程度更高。
图5为固溶加时效态试样沉积方向SEM组织和能谱(EnergyDispersiveSpectroscopy,EDS)分析结果，表4为不同位置EDS分析结果。从图5可以看出，固溶加时效态试样沉积方向的SEM组织中有大量弥散析出的细小针状δ相，平均长度在600nm左右。同时，在晶界位置观察到短棒状析出相，最大长度超过1μm，结合位置1的EDS分析结果，该析出相为δ相。从表4可以看出，根据位置2的EDS分析结果，原始的枝晶边界上残留着一些颗粒状的Laves相。
表4 图5不同位置EDS分析(质量分数/%)
| 元素 | 位置1 | 位置2 |
| C | 4.88 | 3.50 |
| Al | 0.26 | 0.48 |
| Ti | 2.40 | 2.11 |
| Cr | 8.59 | 11.91 |
| Fe | 7.53 | 11.31 |
| Ni | 60.52 | 57.88 |
| Nb | 14.48 | 10.91 |
| Mo | 1.34 | 1.91 |
HIP加固溶加时效态试样沉积方向的SEM组织和EDS分析结果如图6和表5所示，由图6可见细小针状的δ相数量明显减少，晶界上析出一定数量粗化的短棒状δ相，最大长度超过5μm，同时，也有个别颗粒状的一次富铌碳化物。在HIP加固溶加时效态试样SEM组织中未观察到明显的Laves相，说明经过HIP(1165℃)高温热处理后，Laves相基本溶解。
表5 图6不同位置EDS分析(质量分数/%)
| 元素 | 位置3 | 位置4 | 位置5 |
| C | 15.80 | 8.44 | 5.40 |
| Al | 0.24 | 0.63 | 0.46 |
| Ti | 8.58 | 2.20 | 1.99 |
| Cr | 5.89 | 6.63 | 8.65 |
| Fe | 5.13 | 6.03 | 7.67 |
| Ni | 14.90 | 62.29 | 59.34 |
| Nb | 48.64 | 13.78 | 15.10 |
2.3力学性能
3D打印Inconel718高温合金在不同热处理状态、不同方向的室温屈服强度、断后延伸率和冲击功如图7所示。从屈服强度和冲击功来看，打印态沉积方向屈服强度约为600MPa，经过固溶加时效处理后，屈服强度显著提升，达到1100MPa，达到锻件水平(≥1030MPa[2])；室温冲击功均能够维持在20J以上。HIP加固溶加时效态试棒的沉积方向强度约为900MPa。
从沉积和水平方向的屈服强度各向异性差异来看，打印态相差约30%，经过固溶加时效处理后，差异有所降低；固溶加时效处理前经过HIP处理，各向异性差异降低至11%。室温断后延伸率也表现出类似的规律，如图7(b)所示。打印态和固溶加时效态试样的沉积和水平方向的冲击功差异并不明显，如图7(c)所示。
图8为固溶加时效态试棒的高温拉伸屈服强度。3D打印Inconel718高温合金试棒经过固溶加时效处理后，屈服强度显著提升，主要原因是基体上析出大量尺寸仅有几十纳米的γ″相，该析出相与γ相基体晶格错配度较高[5]，是Inconel718高温合金的主要强化相。当晶格发生较大的弹性变形时，共格应变能升高，从而使得材料的屈服强度升高。与固溶加时效态试棒相比，HIP加固溶加时效态试棒的屈服强度有所下降，主要是晶界上出现粗化的δ相(见图6)，这意味着晶界存在γ″相的溶解与转化，并且这也会造成晶界上铌元素含量降低，不利于γ″相的析出，因此导致材料的强度下降。
600℃和650℃的高温拉伸屈服强度结果如图8所示。固溶加时效态试样的屈服强度达到900MPa，并且沉积和水平方向的强度各向异性显著缩小，尤其650℃下沉积和水平方向的屈服强度差异只有3.2%。
固溶加时效态试棒在650℃、690MPa下的持久寿命如图9所示，沉积和水平方向试棒的持久寿命均能够达到锻件的要求(≥25h)，同时沉积方向持久寿命更优。
图10为固溶加时效态试棒在650℃、应力比为-1下沉积方向的疲劳强度。从图10可以看出，在沉积和水平方向上的疲劳强度差异不大，并且均能够达到锻件水平。
3、结论
本文对金属3D打印技术进行了研究，打印了Inconel718高温合金试棒，对其进行了不同形式的热处理，并进行了化学成分、显微组织和力学性能的测试和分析，得到以下结论：
3D打印Inconel718合金棒材的化学成分能够满足技术要求；
在打印态试样的SEM组织中发现了大量Laves相，材料固溶加时效处理后，沉积方向的SEM组织中有大量针状δ相弥散析出，晶界位置析出少量的短棒状δ相，枝晶间发现残留的Laves相；
打印态试样经过HIP高温处理后，Laves相基本溶解，晶粒表现出再结晶的特征，再经固溶加时效处理后，晶界位置发现粗化的短棒状δ相；
打印态、固溶加时效态、HIP加固溶加时效态试棒的沉积方向和水平方向的室温屈服强度和断后延伸率的各向异性在不同形式的热处理后逐渐改善，经过固溶加时效处理后试样的室温屈服强度能够达到Inconel718合金锻件的水平(≥1030MPa)；
对于固溶加时效态试棒，随着试验温度从室温增加到650℃，沉积和水平方向的拉伸强度各向异性显著缩小，2个方向试棒在650℃下的持久寿命和高周疲劳强度均能够达到锻件水平。
参考文献
[1] 杨永强，王迪，宋长辉。金属 3D 打印技术 [M]. 武汉：华中科技大学出版社，2020：8-10.
[2] 中国金属学会高温材料分会。中国高温合金手册 [M]. 北京：中国标准出版社，2012：689-769.
[3] LIU W, DUPONT J N. Effects of melt-pool geometry on crystal growth and microstructure development in laser surface-melted superalloy single crystals: Mathematical modeling of single-crystal growth in a melt pool (part I)[J]. Acta Materialia, 2004, 52(16): 4833-4847.
[4] CHOI J P, SHIN G H, YANG S S, et al. Densification and microstructural investigation of Inconel718 parts fabricated by selective laser melting[J]. Powder Technology, 2017, 310: 60-66.
[5] ZHANG S, LIN X, WANG L, et al. Influence of grain inhomogeneity and precipitates on the stress rupture properties of Inconel718 Superalloy fabricated by selective laser melting[J]. Materials Science and Engineering: A, 2021, 803: 140702.
（注，原文标题：3D打印成型Inconel718合金组织与性能研究）
tag标签:增材制造高温合金,组织遗传性,各向异性消除,持久疲劳性能,增强效应