导读 ▏新型镍基高温合金K4750具有激光粉末床熔化（LPBF）的潜在适用性。然而，K4750的LPBF加工及其产生的微观结构和力学性能仍然没有得到充分的研究。中国科学院金属研究所研究员马颖澈等科研人员通过优化激光参数（功率/速度）制造了K4750样品，与铸件相比强度和延展性得到了提高。
文章链接：https://doi.org/10.1016/j.jmrt.2025.03.136
本研究中使用的K4750合金的标称成分为20.0%Cr、4.5%Fe、1.3%Mo、3.0%W、1.2%Al、3.0%Ti、1.5%Nb、0.1%C和0.007%B，余量为Ni（wt%）。粒度分布分别为D10=40.2μm、D50=57.6μm和D90=71.0μm。
图1. 通过等离子体旋转电极工艺制备的K4750合金粉末的形态和尺寸分布。
图2（a）显示了在不同E下制备的样品的yz横截面的形态。值得注意的是，用高E生产的样品显示出明显的球形孔，如图2（b）所示。相比之下，如图2（c）所示，用低E生产的样品显示没有熔合缺陷。图2（d）中总结的定量分析表明，当E在47至78 J/mm3之间时，孔隙率可以控制在0.68%以下。在检查的参数中，样品E63（P=240W，v=1200mm/s）达到了接近全密度，最小孔隙率约为0.04%。然而，发现过高的P和v会导致样品的边缘变形，最终阻碍印刷过程的成功完成（例如E94、E80和E67）。此外，图2（a）中的E56和E54中发现了裂纹，其形成机制将在后文中讨论。
图2.（a） 不同E下制备的样品yz横截面的形态。（b）孔的相应缺陷和（c）高E和低E样品中的未熔合。（d） 计算出的孔隙度与E的关系。
图3显示了通过xy、yz和xz横截面的EBSD扫描识别的晶界（GB）绘制的逆极图（IPF），E范围为188至40 J/mm3。晶体取向沿z轴投影。与传统观察到的刻面形态不同，这些颗粒呈现出波纹和棋盘图案。在高E中，明显可见较大的柱状晶粒，其长轴通常平行于BD。这些晶粒的宽度约为80μm，与孵化距离一致，与重叠的相邻区域相互作用。在xy横截面中，柱状晶粒的连续性在扫描轨道中心线处因细晶粒的存在而中断。在xz横截面中，柱状晶粒的延伸长度超过100微米，大大超过了层厚度，表明晶粒生长跨越了多层。随着E的减小，观察到柱状晶粒的突出度明显降低。这在图3（f）中尤为明显，其中颗粒表现出更混乱的排列。在白色虚线圆圈的突出显示下，等轴晶粒的成核位点出现，扰乱了细长柱状晶粒的生长。
图3. 绘制的晶粒边界（GB）的逆极图（IPF）显示了具有不同E的典型工艺参数的晶粒结构。
图4提供了晶体结构的详细分析，重点是E188、E113和E40样品。E188样品表现出明显的立方结构，如相对于xy平面的<001>和<011>晶体方向族的IPF图和极图（PF）所示（图4（a））。<001>轴沿着x、y和z平分线强烈对齐，显示出最大强度为21.5的显著纹理，如多重均匀分布（MUD）所量化的那样。相比之下，E113和E40样品显示出显著的纹理强度降低趋势（图4（b，c））。MUD值分别为12.8和仅4.4。MUD值接近1通常表示完全等轴晶粒结构。因此，能量输入显著影响晶粒结构和织构强度，较低的能量输入会产生更多的等轴晶粒和较少的织构晶粒。
图4. 比较（a）E188、（b）E113和（c）E40样品的晶粒结构。
图5中的BSE图像提供了亚晶胞生长行为的整体视图，平均尺寸限制在2μm以下。对于E141，晶胞要么沿着BD连续生长，要么旋转90°形成V形形态。这一观察结果与参考文献中报告的结果一致。表明在可比条件下具有相似的生长方式。连续生长主要发生在熔池的中心线，而V形排列在轨道线上。相比之下，低能量输入样本（E40）说明了晶胞生长的更随机的方向，强化了较低能量输入会减少纹理的发现。
图5. BSE图像显示了（a，b）E141和（c，d）E40样品颗粒内晶胞的生长行为。
使用STEM的检查揭示了晶胞结构的深刻细节。如图6（a-c）所示，以样品E63为例，晶胞边界主要由缠结位错组成，而内部表现出的位错要少得多。位错的存在可归因于不同晶胞之间的轻微局部取向错误。此外，图6（b）中的相应EDS映射突出了Ti和Nb元素在晶胞边界的微观偏析。这一观察结果与Ti和Nb的已知行为一致，它们的分配系数通常大于1，表明它们在凝固过程中倾向于分离成固相，导致晶胞边界的成分变化。此外，通过EDS图谱和SAED（a=0.430 nm）鉴定，在晶胞边界观察到超细MC型碳化物（M=Ti，Nb）（图6（d，e））。它们的成核归因于溶质偏析和结构缺陷，这降低了晶粒内二次相形成的能量势垒。微观偏析和MC碳化物为胞状边界富含位错的性质提供了其他解释。这些位错可能是由微观偏析引起的本构应力引起的，导致晶格畸变，也可能是由与次生相相关的相干应变引起的。
图6. STEM高角度年度暗场（HAADF）图像显示了晶胞结构，其边界由缠结的位错组成，并被超细MC型碳化物装饰。
结果表明，E63提供了零件密度的最佳折衷方案。图7（a）描绘了在室温和750°C下进行拉伸试验时，在这些参数下生产的LPBF-K4750试样的典型工程应力-应变曲线。在室温下，平均屈服强度、抗拉强度和断裂伸长率分别为1071 MPa、1452 MPa和14.5%。在750°C时，相应的值分别为790 MPa、991 MPa和8.8%。与铸造K4750相比，屈服强度、抗拉强度和室温伸长率分别协同提高了31.4%、35.6%和98.6%。在750°C下，强度也有类似的增强，同时保持了相当的伸长率。此外，图7（b）显示了K4750和其他LPBF镍基高温合金在室温下的抗拉强度与伸长率的比较。这项工作的抗拉强度和伸长率超过了IN 738LC（以其40-50%的高γ′相分数而闻名）。LPBF-K4750的抗拉强度也超过了IN 718，并且明显优于Haynes 282和Hastelloy X。
图7. （a） LPBF-K4750合金在室温和750°C下拉伸后的工程应变-应力曲线。（b） 所研究的LPBF-K4750与IN 738LC、IN 718、Haynes 282和Hastelloy X的其他镍基高温合金的比RT抗拉强度与伸长率的比较。
图8通过熔池特征解释了高E下的孔隙形成和低E下的未熔合。E188和E40最上面的扫描轨迹的形态学比较（分别为图8（a）和（d））显示，在高E处有一个深而窄的池，在低E处则有一个浅而半圆形的池，这与E减小时从钥匙孔到传导模式的转变相一致。如图8（b）所示，在高E下，快速金属蒸发产生的反冲压力（F1）克服了表面张力（F2）和静水压力（F3），推动液态金属向下形成深锁孔。这种钥匙孔效应与孔隙形成有关：高蒸发会产生气泡，剧烈的动力学会破坏压力平衡，导致钥匙孔坍塌。流入坍塌空隙的熔体会捕获金属和保护气体，导致凝固时出现孔隙（图8（c））。E的增加也加剧了马兰戈尼流，增强了气体截留。在低E下，激光能量的降低限制了汽化，防止了小孔的形成和向传导模式的转变（图8（d））。然而，能量不足可能导致熔池尺寸不足，导致相邻轨道和层之间不完全重叠和重熔，导致不规则的未熔合缺陷（图8（e，f））。
图8。在（a-c）高E和（d-f）低E下，孔隙的产生和熔合缺陷的缺乏分别对应于钥匙孔和传导熔化模式。
图9（a，b）显示了与晶胞生长方向对齐的波浪形裂纹。图9（c）中缺乏液体填充的孔隙表明凝固开裂是主要的失效机制，这与K4750合金由于其低γ′相含量而对应变时效开裂的低敏感性是一致的。LPBF中的快速冷却也限制了γ′和硼化物等液化相的形成，降低了液化开裂的敏感性。图9（d–f）中的EBSD分析证实，在取向偏差为27°的GB处出现裂纹，这与取向偏差>15°的GB发生凝固裂纹的发现一致。图9（f）中的几何必要位错（GND）图表示裂纹GB附近的应变累积，图9（g）中的SEM-EDS图显示裂纹区域中Cr、Ti、Nb、Mo和B的偏析。这些元素扩大了凝固范围，通过扩大固相和液相共存的温度范围来增加裂纹敏感性。如图9（h）所示，残余液体条件下的热应力会沿胞间区域引发裂纹，其中一些在凝固时形成晶界。值得注意的是，仅在E54和E56样品中观察到裂纹，这意味着K4750合金在广泛的工艺范围内具有较低的裂纹敏感性，支持其高质量LPBF制造的可行性。
图9. （a–c）凝固裂纹的形态。（d–f）裂纹的EBSD分析结果和（g）相应的SEM-EDS映射。（h） 凝固裂纹形成机理示意图。
图10（a）显示了带有熔池边界（MPB）和GB的EBSD带收缩（BC）图，其中晶胞的生长方向由红色箭头标记。图10（b）显示了与GB重叠的IPF图（黑线），揭示了大柱状晶粒在沉积层中持续生长，强烈表明MPB不会阻碍晶粒生长。在凝固过程中，晶粒成核主要在熔池底部开始，<001>（FCC晶体的易生长方向）快速生长。在LPBF的高温梯度（103–104 K/mm）下，晶粒在固液界面前继续生长而没有成核，尽管存在轻微的取向偏差（如图10（b）中的4°），但仍能在MPB上持续外延生长。柱状晶粒也沿着轨道方向延伸，如图10（b）中标记的相邻轨道之间9.5°的错位。在这种转变过程中，<001>晶胞旋转了约90°，这是先前研究中观察到的一个特征，由于FCC晶格对称性，没有形成新的晶粒（[100]、[001]和[010]）。图10（c）概述了高E样品中的晶粒生长机制。显示了两种主要途径：（i）跨层MPB的连续生长和（ii）跨轨道MPB的90°旋转。使用EBSD数据进行3D晶胞图示，该图将微观结构特征与晶体学现象联系起来，解释了具有强烈<100>纹理的大柱状晶粒的形成。
图10. （a-c）E188和（d-f）E40样品的晶粒形态和晶体结构的演变。在E188中，<001>晶胞在不同的熔体极边界（MPB）外延生长。在E40中，等轴晶粒在MPB和熔池中间成核。
减少E限制了大柱状晶粒的形成，削弱了晶体结构。图10（d，e）显示了E40样品中等轴晶粒的存在，这些晶粒在MPB和熔池中心形成。由于几个关键因素，等轴晶粒的出现不是由于均匀成核。首先，高冷却速率（103–106 K/s）抑制了溶质截留，导致溶质沿熔池深度分布，与杠杆定律和谢尔方程的预测严重偏离。这种偏差导致通常具有较大生长限制因子的溶质的微观偏析减少。此外，强化的热梯度也有效地抑制了宪法过冷的发展。相反，等轴晶粒的形成最好用非均匀成核来解释。E的减少已被证明会增加将部分熔化的颗粒（PMP）困在熔池中的可能性，因为重新熔化先前印刷层的可用能量会减少。这些PMP充当孕育剂，减少了成核的临界欠冷，从而促进了成核事件。在LPBF过程中通常出现冷却不足的情况下，它们的作用变得尤为重要。此外，第二相粒子（初级MC）在促进异质成核中起着重要作用。与镍基体共享的晶体结构和相似的晶格参数使其成为高效的成核位点。这些组合机制导致随机取向晶粒的形成和晶体结构的减少，如图10（f）所示。对这些现象的深入理解增强了我们有效控制LPBF合金微观结构的能力，从而优化了它们的机械性能。
LPBF-K4750合金的显著拉伸性能归因于多种强化机制的激活。在含有有序γ′相的镍基高温合金中，沉淀强化是合金强度的主要原因。图11显示了TEM分析的变形结构的特征。在室温下，观察到超晶格层错（SSF）剪切γ′相，这是具有低层错能和有序沉淀物的合金中的典型变形结构。在750°C时，位错和γ′相之间的相互作用表现出类似的行为，因为位于γ′相中的SSF很常见。γ′相的存在可以通过图11（d）插图中的超晶格衍射斑点来反映。如前所述，SSF主要是在γ′相被完全基体位错分解产生的部分位错剪切后形成的。
图11. 断裂的LPBF-K4750合金在（a，b）RT和（c，d）750°c拉伸后的典型变形微观结构，SSF：超晶格层错。
与铸造合金相比，LPBF-K4750合金具有几个独特的微观结构特征，这些特征对机械性能有重大影响：（i）晶粒尺寸细化，（ii）超细碳化物，（iii）复杂的亚晶粒结构。首先，LPBF合金的晶粒尺寸明显比铸造合金细，铸造合金的晶粒通常为数百至数千微米。这种晶粒细化通过GB强化机制提高了强度，如Hall-Petch关系所述，该关系表明屈服强度与晶粒尺寸的平方根成反比。其次，与基体不相干的胞状边界处MC碳化物的存在是位错运动的有效障碍。当这些碳化物密集分布且尺寸为亚微米时，这种效应会被放大。第三，亚晶粒异质性，包括低角度晶界和胞状边界，对强度有重大影响。图12提供了断裂后晶粒内部的见解。对BC和IPF图的EBSD分析揭示了方向失真的区域，与亚GB和晶胞边界相关。值得注意的是，即使在高温和高外部应力下，晶胞边界也表现出卓越的热稳定性。这可能是由于偏析原子和碳化物的钉扎效应，稳定了位错网络。此外，晶胞边界存在位错，如图12（c-f）中的核平均错向（KAM）图所示，证实了它们作为阻碍位错运动的屏障的作用。然而，量化这些微观结构异质性对强度的贡献仍然是一个有争议的话题。虽然一些研究将LPBF-316合金内晶胞边界的霍尔-佩奇效应归因于显著的强度增强，但其他研究，如Li等人的研究表明，屈服强度与晶胞大小无关，偏离了霍尔-佩奇关系。相反，一些研究人员观察到，微裂纹沿着晶胞边界传播，导致晶胞间断裂模式。在本研究中，应变局部化区域的KAM值相对较低，大多低于1°，这可能解释了与晶胞边界相关的裂纹的罕见性。此外，这些边界被发现减缓了变形，但并没有完全阻碍变形，这可以从穿过晶胞边界的滑带中得到证明（图12（g））。因此，这些边界充当稳定而柔软的屏障，有助于合金的整体机械性能。
图12. 在室温（a-c）和750°c（d-f）下拉伸后的晶粒内部状态，表明亚晶界和晶胞边界导致定向障碍。（g） 透射电子显微镜图像显示了滑移带穿过的晶胞边界。
图13显示了使用EBSD对紧邻断裂段的材料进行的横截面分析。相对于LD构建的IPF说明了变形晶粒的形态。相应的KAM图显示，应变局部化主要发生在晶界和丰富的亚晶界内。
“ 3D Science Valley 白皮书 图文解析
”
有充分证据表明，位错倾向于在晶界处积聚，以适应相邻晶粒之间的变形梯度。至于晶胞边界，作为异质性并有助于应变积累，已在前一节中进行了探讨。此外，对断裂过程的详细检查表明，导致合金最终失效的裂纹扩展主要起源于晶界。这种现象在750°C时尤为明显，如图13（C和d）中的箭头所示。这些观察结果强调了晶界在决定合金断裂中的关键作用。
图13. EBSD分析了在（a，b）RT和（c，d）750°c下拉伸后断裂位置正下方横截面区域的结果。
为了进一步研究导致合金断裂的微观结构因素，利用EBSD和STEM进行了深入分析，特别关注GB。EBSD分析，包括断裂段以外区域的BC、IPF和KAM图，如图14（a-f）所示。该分析确定了在二次裂纹形成之前的孔隙和微裂纹。还对Ni、Cr、Ti和Nb进行了元素分布分析，以表征GB处的沉淀物。MC碳化物由Ti和Nb组成，而M23C6主要富集Cr。观察到空隙和微裂纹主要与GB处的链状碳化物有关。这种关联的产生是因为碳化物通常不能与相邻晶粒协同变形，这在三叉晶界处尤为明显。因此，从较软基体发出的位错在碳化物界面处积聚，导致显著的应变和应力集中，这种积累导致空隙和微裂纹的形成。此外，由于碳化物的脆性，它们在应力下容易断裂。在室温下使用STEM对拉伸断裂试样进行了额外观察（图14（g，h））。沿终止于GB和GB碳化物的滑移线观察到锯齿形微裂纹。这些微裂纹预计随后会连接并形成长裂纹，导致粒间断裂。因此，虽然碳化物通过抵抗GB滑动来提高合金的强度，但它们的链状分布也促进了微裂纹的形成，最终导致合金失效。
图14. 由链状碳化物装饰的GB处的应变/应力集中导致空隙和微裂纹的产生。
结论:
（1） 能量密度（E）的降低促使从小孔到传导熔化模式的转变。在最佳E窗口（47-78 J/mm3）内抑制了孔隙和未熔合缺陷，实现了<0.68%的孔隙率。强烈的元素偏析拓宽了凝固范围，促进了一些样品的高角度GB开裂。
（2） 在高E下，外延生长占主导地位，通过逐层堆叠或90°轨道间旋转形成<001>织构的柱状晶粒。降低的E通过熔池边界和中心的部分熔融颗粒增强了非均匀成核，产生了织构减弱的等轴晶粒。
（3） LPBF合金的强度和延展性优于其铸造对应物，部分原因是快速凝固诱导的晶粒细化和分散的碳化物。值得注意的是，晶胞边界充当位错屏障，显著增强了强度。相比之下，晶界处的链状碳化物使应力局部化，引发微裂纹，最终控制晶间断裂模式。
▏通讯作者简介
马颖澈，中国科学院金属研究所，研究员，博士生导师。研究方向包括：先进核能系统用结构材料研发；能源和动力系统用耐高温耐蚀材料研发；材料纯净化冶金基础及应用技术；材料的先进加工制造技术等。
简介来源：http://imr.cas.cn/sourcedb/zw/rck/yjy_imr/201408/t20140825_4191208.html
来源
增材研究 l
中科院|LPBF镍基高温合金K4750的凝固组织、拉伸性能和变形机理
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