Mechanism and elimination of hot cracks in laser additive manufacturing of NiFe based superalloy
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摘要: 针对NiFe基高温合金增材制造过程易出现热裂纹的问题，开展该合金热裂纹形成机理的研究，提出通过层间温度控制以及粉末氮化的方法，降低NiFe基高温合金激光增材过程中的热裂纹敏感性. 结果表明，热裂纹的出现主要是由于元素偏析以及热应力所引发的，热裂纹位置大多在大角度晶界处，这是由于大角度晶界中能量较高，在冷却过程中，晶界内液膜的存贮时间较长，从而造成偏析加剧. 当层间温度较低，冷却速度加快，能够减少合金中有害碳化物的长大，降低了大角度晶界比例，从而抑制热裂纹的出现. 粉末预氮化通过预先将Ti, Nb等元素进行氮化，形成稳定氮化物，在抑制开裂敏感性元素偏析的同时增加了形核点，促进晶粒细化，从而降低该合金的热裂纹敏感性.Abstract: To solve the problem of hot cracking in laser additive manufacturing process of NiFe based superalloy, the formation mechanism of hot crack was investigated, and the method of interlayer temperature control and powder nitriding to reduce the sensitivity of hot crack was proposed in the laser additive process of NiFe based superalloy. The results show that the occurrence of hot crack is mainly caused by element segregation and thermal stress. Most of the hot cracks are located at the high angle grain boundary, which own higher grain boundary energy to extend existing time of liquid film in grain boundaries during the cooling process, so the obvious segregation phenomenon occurs. When the interlayer temperature is lower, the cooling rate is faster, which can reduce the growth of harmful carbides in the superalloy. The proportion of high angle grain boundary is reduced, and the probability of hot crack is reduced further. Another method is to form stable nitrides by pre-nitriding Ti, Nb elements in the powder, which inhibits element segregation, increases the nucleation points and promotes grain refinement, therefore, the hot crack sensitivity of the superalloy is decreased.
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Keywords:
- NiFe based superalloy /
- additive manufacturing /
- hot crack /
- interlayer temperature /
- nitride powder
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0. 序言
NiFe基高温合金具有优良的高温力学性能、耐腐蚀性、持久性能和组织稳定性[1]，广泛应用于航空、航天、能源、电力等领域[2]. 基于成分强化设计的理念，Al, Ti, Nb等增强元素被添加到NiFe基高温合金中[3]，但也导致此类合金极高的开裂敏感性. 同轴送粉激光金属沉积技术作为一种高效的金属成形制造技术，适合于高温合金材料制备、表面改性和损坏部件修复[4]. 但是不均匀的温度分布和复杂的残余应力变化导致NiFe基高温合金在增材制造过程中极易产生微裂纹，大大增加了服役过程结构件失效的风险.
为了解决这一难题，国内外学者报道了多种控制沉淀强化镍基高温合金中热裂纹的手段：如降低凝固过程中的收缩应力[5]，抑制易开裂元素偏析[6]，调节元素含量形成新的沉淀相[7]以及热处理[8]. 除此之外，层间温度这一工艺参数对于焊道裂纹存在显著影响[9]，而在增材制造领域，层间温度的控制很少被关注. 通过粉末氮化进行成分设计[10]，预先将Ti/Nb等易偏析元素进行氮化，在抑制元素偏析的同时增加了形核点，促进晶粒细化，从而改善该合金的热裂纹敏感性. 文中采用同轴送粉激光熔化沉积技术，制备了NiFe基高温合金块体，研究该合金热裂纹形成机理，通过层间温度以及粉末氮化对热裂纹进行调控.
1. 试验方法
1.1 材料成分
试验所用的材料粉末是一种新型的NiFe基高温合金粉末，其化学成分见表1. 其中，Ni，Co，Cr，W元素具有良好的耐高温与耐磨性能，Al，Ti，Nb元素为固溶强化元素. 粉末由氩气吹粉法制备，其粒径尺寸分布在50 ~ 75 μm之间.
表 1 NiFe基高温合金粉末成分(质量分数，%)Table 1. Compositions of NiFe based superalloy powderNi Co Cr Fe Al Ti W Nb 38 25 20 5 3 0.5 8 0.5 1.2 增材制造试验
激光金属沉积增材制造设备主要是由KUKA六轴机器人、IPG激光器和同轴送粉器组成，如图1a所示. 所用基板为45钢，采用的激光熔覆工艺参数如表2. 为探究层间温度对微观组织缺陷的影响，设置了3种层间温度，如图1b所示. 第一种为连续打印，无冷却过程，经手持红外测温设备测试的层间温度约为120 ℃，样品命名为S-120；第二种为每层打印完后冷却至60 ℃再进行下一层打印，样品命名为S-60；第三种为完全冷却至室温后再进行下一层打印，样品命名为S-20.
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图 1 试验设备及试验过程Figure 1. Experimental equipment and processes. (a) equipment of direct laser deposition; (b) experimental processes of different interlayer temperatures表 2 激光金属沉积工艺参数Table 2. Processing parameters of direct laser deposition激光功率
P/W扫描速度
v/(mm·s−1)送粉量
Q/(g·min−1)保护气流量
q/(L·min−1)扫描间距
d/mm800 10 5 15 0.8 粉末氮化通过将原有粉末置于真空烧结炉内，通入氮气，渗氮温度为1 000 ℃，保温一定时间后降至室温，将所得的氮化粉末球磨后用于激光增材制造，样品命名为S-Nitridation.
所打印的样品尺寸均为20 mm × 10 mm × 3 mm. 用线切割沿垂直于沉积方向切割试样，将获得的横截面试样打磨抛光后进行金相观察. 为排除材料稀释率的影响，拉伸样品在距离基板0.5 mm以上的位置进行取样. 将样品置于王水(HNO3∶HCl=3∶1，体积比)中进行腐蚀，利用VEGA3 TEScan扫描电镜进行析出相及组织演变观察. 利用电化学工作站，在10%高氯酸/酒精溶液(HClO4∶C2H6OH=1∶9，体积比)中进行电解抛光，电解抛光电压为30 V，电解抛光时间为10 s，用配备EBSD探头的扫描电镜进行晶粒取向观察.
2. 试验结果与讨论
2.1 热裂纹形成机理
图2为样品S-120中热裂纹微观组织，样品中存在典型的热裂纹与孔洞缺陷. 孔洞是由于材料凝固过程中熔池存在残留气体所造成的，位置较为随机分散. 增材制造热裂纹与焊接热裂纹形态极为相似，热裂纹主方向与柱状晶基本平行，通常都位于晶界处，沿晶界扩展开裂[11-12]. 由图2a可以看出，裂纹位于晶界处，裂纹两侧晶粒生长方向有明显不同，一侧为柱状晶，一侧为等轴枝晶. 图2b显示裂纹周边有不规则第二相颗粒析出，通过元素分析可知有明显Ti-Nb-C元素偏聚，如图2c所示. 该类碳化物偏析于晶界处，属于硬脆相，对于后续热应力十分敏感，极易成为热裂纹的起始点.
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图 2 热裂纹形貌及元素分布Figure 2. Microstructure and elements distribution of hot crack of S-120. (a) macroscopic morphology of hot crack; (b) microscopic morphology of hot crack; (c) distribution of elements around hot crack进一步的EBSD结果分析显示出裂纹沿晶界开裂，裂纹两侧晶粒生长方向存在约45°的夹角，如图3a所示. 图3b显示裂纹周边有明显的位错密度集中，也证明了取向差较大. 大角度晶界以及小角度晶界分布也被提取出来，裂纹沿大角度晶界开裂，如图3c所示.
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图 3 热裂纹周边EBSD结果Figure 3. EBSD results around the hot crack. (a) IPF figure; (b) geometric necessary dislocation density distribution; (c) high/low angle grain boundary distribution结合以上能谱及晶体取向分析，NiFe基高温合金热裂纹形成机理如下：当激光热源作用于已成形金属块体时，金属受热会形成软化区域，大角度晶界处形成的硬脆相与基体的结合减弱. 析出相与基体的弹性模量不同会导致应力集中，由于已成形金属在冷却过程中会收缩，软化区域被拉伸热应力撕裂，导致裂纹的形成和扩展.
2.2 层间温度对热裂纹的影响
在激光金属沉积过程中，层间温度是影响冷却速度以及高温停留时间的主要因素之一[13-16]，因此会对成形金属的组织以及性能造成影响. S-20样品层间温度较低，冷却速度较快时，熔池高温停留时间缩短，晶界及晶粒内部析出碳化物细小且组织均匀，如图4a所示. S-60样品的析出碳化物形貌特征与S-20类似. 当连续打印时，熔池冷却速度降低，高温停留时间延长，第二相颗粒得以长大，因此在S-120样品中裂纹周边形成粗大的碳化物颗粒，如图4c所示.
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图 4 不同层间温度样品的微观组织Figure 4. Microstructure of samples with different interlayer temperatures. (a) S-20; (b) S-60; (c) S-120图5为不同层间温度样品的微观组织EBSD图. 3个样品呈现明显的柱状晶织构，柱状晶宽度大多分布在50 ~ 100 μm之间. 对大/小角度晶界比例进行了统计，如图5d ~ 5f所示，红色线代表小角度晶界(2° ~ 10°)，黑色线代表大角度晶界(>10°). 大/小角度晶界对于热裂纹有重要影响[17]，借助Image Pro图像处理软件，对大/小角度晶界的面积比例进行了数据统计，如图6所示. 3种样品小角度晶界面积比例基本一致，而S-120样品中大角度晶界所占面积比例明显上升.
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图 5 不同层间温度样品的微观取向Figure 5. Micro orientations of samples at different interlayer temperatures. (a) IPF diagram of S-120; (b) IPF diagram of S-60; (c) IPF diagram of S-20; (d) grain boundary distribution of S-120; (e) grain boundary distribution of S-60; (f) grain boundary distribution of S-20![]()
图 6 不同层间温度样品的大/小角度晶界比例Figure 6. High/low angle grain boundary ratio of samples with different interlayer temperatures一般而言，大角度晶界的能量比较高，当晶界能量越高，在冷却过程中，晶界内残留液膜能够存贮的时间越长. 残留液膜在凝固末期会不断进行偏析，一旦周边应力突破临界值，就会形成热裂纹. 热裂纹产生于大角度晶界处并沿其传播扩展，这与激光金属沉积的凝固条件相关. NiFe基合金为面心立方结构，其择优生长方向为<100>方向，通常晶粒会沿着择优取向或熔池中的热流方向反向优先生长. 当层间温度比较高时，温度梯度降低，热流会在一定程度上受到层间温度场干扰，这就造成晶粒的取向比较杂乱. 这些生长方向存在显著差异的晶粒之间的晶界往往会是大角度晶界.
图7为S-20的拉伸性能，沿着成形块体的厚度方向，分别选取上层、中间层和下层3个区域取样进行拉伸试验. 该样品虽然都是采用同一工艺参数，但是沿着厚度方向各区域的室温力学性能截然不同，其中靠近上层区域的样品抗拉强度达到967 MPa，断裂应变达到15.74%. 而中间区域以及下层区域的应力-应变比较类似，抗拉强度达到1 000 MPa以上，但是断裂应变有所下降，约为12%. 力学性能的变化主要与热循环有关：由于增材制造过程中材料冷却速度极快，上层区域材料为固溶态，下层及中间区域经历了多次反复加热—冷却过程，相当于进行多次时效处理，因此表现出不同于样品上层区域的力学性能.
2.3 粉末氮化对热裂纹的影响
在热裂纹产生的因素中，Ti与Nb元素的偏聚需特别关注，因此利用JMatPro软件计算了NiFe基合金以及氮化NiFe基合金在凝固过程中相关元素的偏聚行为，如图8所示. 在NiFe基合金凝固过程中，液相中Ti元素比重不断上升，在凝固末期大量析出，元素比重迅速下降. 经过氮化后，当基体材料熔融时，TiN因其熔点较高，可以稳定存在，因此熔池中Ti元素含量从凝固开始到结束都较少. 同理，Nb这一易偏析元素在熔池中偏聚状况也得到缓解.
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图 8 不同成分样品凝固过程中元素含量变化Figure 8. Diagrams of element content during the solidification process of different samples图9为样品S-120以及样品S-Nitridation的微观组织取向，可以看出粉末经氮化后，柱状晶晶粒宽度明显下降，这可能是当基体材料熔融时，高熔点的氮化物可以起到异质形核的作用. 从两个样品的极图中可以看出，常规打印出的样品有明显的取向织构，而氮化粉末所成形的样品取向织构被明显打乱，更为分散.
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图 9 S-120样品以及S-Nitridation样品微观组织及取向Figure 9. Microstructure and orientation of samples. (a) S-120; (b) S-Nitridation根据热力学平衡相图，常规NiFe基高温合金以及氮化NiFe基高温合金的最终析出相应该会有明显差异. 因此对两种样品析出相进行观察，从图10可以看出，S-120样品中晶界和晶粒内析出物主要以短棒状以及块状碳化物为主，而S-Nitridation样品中，晶界和晶粒内析出物更为均匀，大部分为球状碳/氮化合物.
3. 结论
(1) NiFe基高温合金增材制造过程中产生热裂纹的原因在于热应力的不断积累，以及粗大碳化物偏聚引发的应力集中.
(2) 当层间温度控制在较低水平时，熔池冷却速度增加，高温停留时间缩短，Ti与Nb等元素形成的块状碳化物偏析程度减轻，析出减少，大角度晶界比例降低，从而降低热裂纹的敏感性.
(3) 将NiFe基合金粉末氮化处理后，能有效将Ti和Nb等易偏析元素预先进行固化，所形成的高熔点粒子在激光熔融过程中起到异质形核点作用，从而细化组织、抑制有害碳化物的析出，以消除热裂纹.
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图 1 试验设备及试验过程
Figure 1. Experimental equipment and processes. (a) equipment of direct laser deposition; (b) experimental processes of different interlayer temperatures
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图 2 热裂纹形貌及元素分布
Figure 2. Microstructure and elements distribution of hot crack of S-120. (a) macroscopic morphology of hot crack; (b) microscopic morphology of hot crack; (c) distribution of elements around hot crack
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图 3 热裂纹周边EBSD结果
Figure 3. EBSD results around the hot crack. (a) IPF figure; (b) geometric necessary dislocation density distribution; (c) high/low angle grain boundary distribution
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图 4 不同层间温度样品的微观组织
Figure 4. Microstructure of samples with different interlayer temperatures. (a) S-20; (b) S-60; (c) S-120
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图 5 不同层间温度样品的微观取向
Figure 5. Micro orientations of samples at different interlayer temperatures. (a) IPF diagram of S-120; (b) IPF diagram of S-60; (c) IPF diagram of S-20; (d) grain boundary distribution of S-120; (e) grain boundary distribution of S-60; (f) grain boundary distribution of S-20
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图 6 不同层间温度样品的大/小角度晶界比例
Figure 6. High/low angle grain boundary ratio of samples with different interlayer temperatures
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图 8 不同成分样品凝固过程中元素含量变化
Figure 8. Diagrams of element content during the solidification process of different samples
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图 9 S-120样品以及S-Nitridation样品微观组织及取向
Figure 9. Microstructure and orientation of samples. (a) S-120; (b) S-Nitridation
表 1 NiFe基高温合金粉末成分(质量分数，%)
Table 1 Compositions of NiFe based superalloy powder
Ni Co Cr Fe Al Ti W Nb 38 25 20 5 3 0.5 8 0.5 
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表 2 激光金属沉积工艺参数
Table 2 Processing parameters of direct laser deposition
激光功率
P/W扫描速度
v/(mm·s−1)送粉量
Q/(g·min−1)保护气流量
q/(L·min−1)扫描间距
d/mm800 10 5 15 0.8
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[1] Zhang P, Li J, Gong X, et al. Creep behavior and deformation mechanisms of a novel directionally solidified Ni-base superalloy at 900 °C[J]. Materials Characterization, 2019, 148: 201 − 207. doi: 10.1016/j.matchar.2018.12.023
[2] 袁勇, 党莹樱, 杨珍, 等. 700℃先进超超临界机组末级过热器用新型镍铁基高温合金的组织与性能[J]. 机械工程材料, 2020, 44(1): 44 − 50. doi: 10.11973/jxgccl202001008 Yuan Yong, Dang Yingying, Yang Zhen, et al. Microstructure and properties of Ni-Fe-base superalloy for 700 ℃ advanced ultra supercritical unit final superheater[J]. Materials for Mechanical Engineering, 2020, 44(1): 44 − 50. doi: 10.11973/jxgccl202001008
[3] Ostovari Moghaddam A, Shaburova N A, Samodurova M N, et al. Additive manufacturing of high entropy alloys: A practical review[J]. Journal of Materials Science & Technology, 2021, 77: 131 − 162.
[4] Lin D, Xu L, Li X, et al. A Si-containing FeCoCrNi high-entropy alloy with high strength and ductility synthesized in situ via selective laser melting[J]. Additive Manufacturing, 2020, 35: 101340. doi: 10.1016/j.addma.2020.101340
[5] Zheng M, Li C, Zhang X, et al. The influence of columnar to equiaxed transition on deformation behavior of FeCoCrNiMn high entropy alloy fabricated by laser-based directed energy deposition[J]. Additive Manufacturing, 2021, 37: 101660. doi: 10.1016/j.addma.2020.101660
[6] Griffiths S, Ghasemi H, Ivas T, et al. Combining alloy and process modification for micro-crack mitigation in an additively manufactured Ni-base superalloy[J]. Additive Manufacturing, 2020, 36: 101443. doi: 10.1016/j.addma.2020.101443
[7] Sun Z, Tan X, Wang C, et al. Reducing hot tearing by grain boundary segregation engineering in additive manufacturing: example of an AlxCoCrFeNi high-entropy alloy[J]. Acta Materialia, 2021, 204: 116505. doi: 10.1016/j.actamat.2020.116505
[8] Montero L, Liu Z, Bautmans L, et al. Effect of temperature on the microstructure and tensile properties of micro-crack free hastelloy X produced by selective laser melting[J]. Additive Manufacturing, 2020, 31: 100995. doi: 10.1016/j.addma.2019.100995
[9] 王爱华, 彭云, 肖红军, 等. 层间温度对690 MPa级HSLA钢熔敷金属裂纹扩展功的影响[J]. 焊接学报, 2012, 33(8): 65 − 68, 72. Wang Aihua, Peng Yun, Xiao Hongjun, et al. Effects of interpass temperature on crack propagation energy in deposited metal of 690 MPa grade HSLA steel[J]. Transactions of the China Welding Institution, 2012, 33(8): 65 − 68, 72.
[10] Liu P, Zhang R, Yuan Y, et al. Effects of nitrogen content on microstructures and tensile properties of a new Ni-Fe based wrought superalloy[J]. Materials Science and Engineering: A, 2021, 801: 140436. doi: 10.1016/j.msea.2020.140436
[11] 刘悦, 熊建坤, 赵海燕, 等. Hastelloy X和Haynes 230激光焊接头的组织性能[J]. 焊接学报, 2017, 38(8): 82 − 86. Liu Yue, Xiong Jiankun, Zhao Haiyan, et al. Microstructure of laser-welded Hastelloy X and laser-welded Haynes 230[J]. Transactions of the China Welding Institution, 2017, 38(8): 82 − 86.
[12] 冯伟, 徐锴, 郭枭, 等. 镍基丝极埋弧焊材料焊接热裂纹的分析与防止[J]. 焊接, 2016(8): 64 − 67, 76. doi: 10.3969/j.issn.1001-1382.2016.08.014 Feng Wei, Xu Kai, Guo Xiao, et al. Analysis and prevention of hot crack in nickel based submerged arc welding material welding[J]. Welding & Joining, 2016(8): 64 − 67, 76. doi: 10.3969/j.issn.1001-1382.2016.08.014
[13] Guo X, Liu S, Xu J, et al. Effect of step cooling process on microstructures and mechanical properties in thermal simulated CGHAZ of an ultra-high strength steel[J]. Materials Science and Engineering: A, 2021, 824: 141827. doi: 10.1016/j.msea.2021.141827
[14] Xu J, Wang S, Chai Z, et al. Comparison of the stress corrosion cracking behaviour of AISI 304 pipes welded by TIG and LBW[J]. Acta Metallurgica Sinica (English Letters), 2021, 34(4): 579 − 589. doi: 10.1007/s40195-020-01126-9
[15] 郭枭, 徐锴, 霍树斌, 等. 镍基合金焊丝GTAW熔敷金属凝固偏析行为[J]. 焊接学报, 2019, 40(7): 105 − 108. doi: 10.12073/j.hjxb.2019400190 Guo Xiao, Xu Kai, Huo Shubin, et al. Investigation on the solidification segregation behavior of GTAW nickel alloy deposited metal[J]. Transactions of the China Welding Institution, 2019, 40(7): 105 − 108. doi: 10.12073/j.hjxb.2019400190
[16] Zhao P, Fang K, Tang C, et al. Effect of interlayer cooling time on the temperature field of 5356-TIG wire arc additive manufacturing[J]. China Welding, 2021, 30(2): 17 − 24.
[17] Xu J, Lin X, Guo P, et al. The initiation and propagation mechanism of the overlapping zone cracking during laser solid forming of IN-738LC superalloy[J]. Journal of Alloys and Compounds, 2018, 749: 859 − 870. doi: 10.1016/j.jallcom.2018.03.366
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期刊类型引用(1)
1. 钟素娟，秦建，王蒙，崔大田，龙伟民. CuSn预合金粉芯复合银钎料的润湿铺展机理. 焊接学报. 2023(02): 16-21+129-130 . 
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