CN114427052B - 一种Ni3Al基合金及其增材制造方法 - Google Patents

一种Ni3Al基合金及其增材制造方法 Download PDF

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Abstract

本发明属于Ni3Al基合金技术领域，本发明通过向预合金化的Ni3Al粉中加入Al粉提升合金中的Al含量，从而引入β‑NiAl相，提高γ′‑Ni3Al相的强韧性，使得Ni3Al基合金的相组成、组织形貌发生改变，减少裂纹数量，表现出较高的高温力学性能，再通过控制激光选区熔化的激光功率，进一步提高Ni3Al基合金的高温力学性能。实施例的结果显示，采用本发明提供的方法制备的Ni3Al基合金的650℃拉伸强度为927.1MPa，650℃断裂延伸率为4.4％，1000℃拉伸强度为193.5MPa，1000℃断裂延伸率为47.5％。

Description

一种Ni3Al基合金及其增材制造方法
技术领域
本发明涉及Ni3Al基合金技术领域，尤其涉及一种Ni3Al基合金及其增材制造方法。
背景技术
与传统的通过减少多个零部件的减材制造方法相比，增材制造是基于逐层递增的制造方法，大多数的增材制造技术通常使用粉末或金属丝作为原料，通过集中热源进行熔化，并在随后的冷却过程中凝固，形成零件，因其具有较高的设计自由度和较低的工艺周期在过去的几十年中备受关注。
激光选区熔化是增材制造的一种，激光选区熔化主要利用激光沿计划路径进行单点扫描，逐层铺粉，逐层重叠，实现金属结构的“网成形”。在激光选区熔化中，由于下一层对上层有再熔化作用，有利于缺陷的均匀化，因此每层中较少形成偏析、气孔、杂质等缺陷。此外，激光选区熔化具有很高的熔体凝固速度，有助于细晶粒的发展，获得极高的过饱和度，从而制备出高机械性能的零件。
Ni-Al系金属间化合物以其优异的力学性能被广泛认为是有望取代传统镍基高温合金的新一代航空发动机叶片材料，经过几十年的发展，目前已经开发出多种以Ni3Al为基体，添加B、Zr、Hf、Cr等元素强化的合金，得到了良好的综合性能，在航空工业得到广泛应用。目前开发出的Ni3Al基合金大多为γ+γ′两相结构，具有比强度高、抗氧化性能优异、裂纹扩展速率小等优势，然而其高温力学性能较差。因此，如何利用激光选区熔化制备高温力学性能优异的Ni3Al基合金成为了本领域亟需解决的问题。
发明内容
本发明的目的在于提供一种Ni3Al基合金及其增材制造方法，本发明提供的方法制备的Ni3Al基合金具有优异的高温力学性能。
为了实现上述发明目的，本发明提供了以下技术方案：
本发明提供了一种Ni3Al基合金的增材制造方法，包括：将Al粉与预合金化的Ni3Al粉混合后进行激光选区熔化，得到Ni3Al基合金；
所述Ni3Al基合金中Al的质量含量为14～15％；
所述激光选区熔化的激光功率为180～220W。
优选地，所述Al粉的粒径为15～53μm；所述预合金化的Ni3Al粉的粒径为15～53μm。
优选地，按质量百分比计，所述预合金化的Ni3Al粉包括以下组分：Ni 80～82％，Al 8～9％，Cr 7～8％，Mo 1.2～1.5％，Zr 1.5～2.0％和B 0.005～0.008％。
优选地，按质量百分比计，所述Ni3Al基合金包括以下组分：Ni 74～75％， Al 14～15％，Cr 7～8％，Mo 1.2～1.5％，Zr 1.5～2.0％和B 0.005～0.008％。
优选地，按质量百分比计，所述Ni3Al基合金包括以下组分：Ni 74.1％，Al14.7％，Cr 7.7％，Mo 1.43％，Zr1.7％，B 0.008％和余量的杂质。
优选地，所述激光选区熔化的扫描速度为1000～2600mm/s。
优选地，所述激光选区熔化的扫描间距为50～100μm。
优选地，所述激光选区熔化的铺粉厚度为30～40μm。
本发明还提供了上述技术方案所述Ni3Al基合金的增材制造方法制备得到的Ni3Al基合金，所述Ni3Al基合金的相组成包括γ’-Ni3Al相和β-NiAl相。
本发明提供了一种Ni3Al基合金的增材制造方法，包括：将Al粉与预合金化的Ni3Al粉混合后进行激光选区熔化，得到Ni3Al基合金；所述Ni3Al 基合金中Al的质量含量为14～15％；所述激光选区熔化的激光功率为 180～220W。本发明通过向预合金化的Ni3Al粉中加入Al粉提升合金中的Al 含量，从而引入β-Ni3Al相，而β-NiAl相的引入可以提高γ′-Ni3Al相的强韧性，使得Ni3Al基合金的相组成、组织形貌发生改变，减少裂纹数量，表现出较高的高温力学性能，再通过控制激光选区熔化的激光功率，可以使Ni3Al基合金获得更好的表面质量，减少内部孔隙和裂纹的产生，从而进一步提高 Ni3Al基合金的高温力学性能。实施例的结果显示，采用本发明提供的方法制备的Ni3Al基合金的650℃拉伸强度为927.1MPa，650℃断裂延伸率为4.4％， 1000℃拉伸强度为193.5MPa，1000℃断裂延伸率为47.5％。
附图说明
图1为本发明提供的Ni3Al基合金的增材制造方法的工艺流程图；
图2为本发明实施例1中预合金化的Ni3Al粉末的形貌图；
图3为本发明实施例1中富Al-Ni3Al合金粉末的形貌图；
图4为对比例1制备的Ni3Al合金的显微组织图；
图5为本发明实施例1制备的Ni3Al基合金的显微组织图。
具体实施方式
本发明提供了一种Ni3Al基合金的增材制造方法，包括：将Al粉与预合金化的Ni3Al粉混合后进行激光选区熔化，得到Ni3Al基合金；
所述Ni3Al基合金中Al的质量含量为14～15％；
所述激光选区熔化的激光功率为180～220W。
本发明将Al粉与预合金化的Ni3Al粉混合后进行激光选区熔化，得到 Ni3Al基合金。本发明通过向预合金化的Ni3Al粉中加入Al粉提升合金中的 Al含量，从而引入β-NiAl相来提升合金的高温力学性能，再结合激光选区熔化工艺，进一步提高Ni3Al基合金的高温力学性能。
本发明优选将所述Al粉和预合金化的Ni3Al粉先分别进行烘干再进行混合。在本发明中，所述烘干的温度优选为120～150℃；所述烘干的时间优选为8～10h；所述烘干所用设备优选为恒温真空干燥箱。本发明优选通过烘干除去粉末中的水分，防止吸潮对合金成形质量产生影响，提高粉末在铺粉过程中的流动性。
在本发明中，所述Al粉优选为纯Al粉。在本发明中，所述Al粉的粒径优选为15～53μm，更优选为15～35μm；所述预合金化的Ni3Al粉的粒径优选为15～53μm，更优选为15～35μm。在本发明中，当所述Al粉和预合金化的Ni3Al粉的粒径不在上述范围时，本发明优选将所述Al粉和预合金化的 Ni3Al粉进行混粉和球磨处理。本发明对所述混粉和球磨的操作没有特殊的限定，能够使两种粉末充分混合并得到粒径为15～53μm且粉末颗粒为均匀球形的混合粉末即可。在本发明中，所述混粉的方法优选为机械混合法；所述球磨所用设备优选为球磨机。
在本发明中，按质量百分比计，所述预合金化的Ni3Al粉优选包括以下组分：Ni 80～82％，Al 8～9％，Cr 7～8％，Mo 1.2～1.5％，Zr 1.5～2.0％和B 0.005～0.008％，更优选为Ni 81.1％，Al 8％、Cr 7.7％，Mo 1.43％，Zr 1.7％， B 0.008％和余量的杂质。
在本发明中，所述Ni3Al基合金中Al的质量含量为14～15％，优选为 14.7％。本发明通过向预合金化的Ni3Al粉中加入Al粉提升合金中的Al含量，从而引入β-NiAl相来提升合金的高温力学性能。
在本发明中，按质量百分比计，所述Ni3Al基合金优选包括以下组分： Ni 74～75％，Al 14～15％，Cr 7～8％，Mo 1.2～1.5％，Zr 1.5～2.0％和B 0.005～0.008％，更优选为Ni 74.1％，Al 14.7％，Cr 7.7％，Mo 1.43％，Zr 1.7％， B 0.008％和余量的杂质。
混合完成后，本发明将所述混合后的粉末进行激光选区熔化，得到Ni3Al 基合金。本发明采用激光选区熔化的方法制备Ni3Al基合金，有利于减少偏析，提高合金的高温力学性能，并且材料利用率高。
在本发明中，所述激光选区熔化的激光功率为180～220W，优选为 180～200W。本发明通过控制激光选区熔化的激光功率，可以使Ni3Al基合金获得更好的表面质量，减少合金内部孔隙和裂纹的产生，有利于得到高温力学性能更好的Ni3Al基合金。
在本发明中，所述激光选区熔化的扫描速度优选为1000～2600mm/s，更优选为1100～1800mm/s，最优选为1100～1300mm/s。本发明通过控制激光选区熔化的扫描速度，有利于减少合金内部孔隙和裂纹的产生，从而得到高温力学性能更好的Ni3Al基合金。
在本发明中，所述激光选区熔化的扫描间距优选为50～100μm，更优选为75～100μm。本发明优选将所述激光选区熔化的扫描间距控制在上述范围，有利于保证Ni3Al基合金的高温力学性能。
在本发明中，所述激光选区熔化的铺粉厚度优选为30～40μm，更优选为 30～35μm。本发明优选将所述激光选区熔化的铺粉厚度控制在上述范围，有利于保证Ni3Al基合金的高温力学性能。
在本发明中，所述激光选区熔化所用基板优选为哈氏合金基板。在进行激光选区熔化前，本发明优选将所述基板进行打磨。本发明优选通过打磨除去基板表面的氧化物和污渍，从而更有利于获得高温力学性能优良的Ni3Al 基合金。在本发明中，所述打磨所用材料优选为砂纸。
在本发明中，所述激光选区熔化所用设备优选为ProX2003D打印机。
在本发明中，所述激光选区熔化的扫描策略优选为六边形扫描策略。
本发明提供的Ni3Al基合金的增材制造方法的工艺流程图如图1所示，将Al粉和预合金化的Ni3Al粉置于ProX2003D打印机的粉缸中，以激光作为能量源，在真空环境下按照三维CAD切片模型中规划好的路径在金属粉末床层进行逐层扫描，扫描过的富Al-Ni3Al合金粉末通过熔化、凝固从而达到冶金结合的效果，最终获得Ni3Al基合金。
本发明通过向预合金化的Ni3Al粉中加入Al粉提升合金中的Al含量引入β-NiAl相，而β-NiAl相的引入可以提高γ′-Ni3Al相的强韧性，使得Ni3Al 基合金的相组成、组织形貌发生改变，减少裂纹数量，表现出较高的高温力学性能，再通过控制激光选区熔化的激光功率，可以使Ni3Al基合金获得更好的表面质量，减少内部孔隙和裂纹的产生，从而进一步提高合金的高温力学性能。
本发明还提供了上述技术方案所述Ni3Al基合金的增材制造方法制备得到的Ni3Al基合金，所述Ni3Al基合金的相组成包括γ’-Ni3Al相和β-NiAl相。在本发明中，所述γ’-Ni3Al相和β-NiAl相组成复合结构，使得Ni3Al基合金的高温力学性能得到显著改善。
在本发明中，所述β-NiAl相优选为颗粒分布；所述Ni3Al相优选为单晶。
下面将结合本发明中的实施例，对本发明中的技术方案进行清楚、完整地描述。显然，所描述的实施例仅仅是本发明一部分实施例，而不是全部的实施例。基于本发明中的实施例，本领域普通技术人员在没有做出创造性劳动前提下所获得的所有其他实施例，都属于本发明保护的范围。
实施例1
将预合金化的Ni3Al粉末与纯Al粉末分别置于恒温真空干燥箱中进行 120℃，8h的烘干，然后将烘干后的预合金化的Ni3Al粉末与纯Al粉末采用机械混合法进行混粉处理，再用球磨机进行球磨，得到球形度优良，粉末粒径范围在15～53μm的富Al-Ni3Al合金粉末；其中，预合金化的Ni3Al粉末的化学组成为(质量含量)：Ni 81.1％，Al 8％，Cr7.7％，Mo1.43％，Zr1.7％， B 0.008％和余量的杂质；
将富Al-Ni3Al合金粉末置于ProX2003D打印机中进行激光选区熔化，采用哈氏合金基板，并用砂纸将基板表面打磨光亮，设置激光选区熔化的激光功率为180W，扫描速度为1100mm/s，扫描间距为75μm，层厚度为30μm，扫描策略为六边形策略，得到Ni3Al基合金，化学组成为(质量含量)：Ni 74.1％，Al 14.7％，Cr 7.7％，Mo 1.43％，Zr1.7％，B 0.008％和余量的杂质， Ni3Al基合金表面无缺陷，成型件致密度高达99.9％以上，合金组织均匀，无成分偏析。
图2为实施例1中预合金化的Ni3Al粉末的形貌图，图3为实施例1中富Al-Ni3Al合金粉末的形貌图。由图2和图3可以看出，两种粉末的球形度较好，粉末粒径分布均匀，符合激光选区熔化的粉末要求。
实施例2
与实施例1的不同之处在于，激光功率为200W。
实施例3
与实施例1的不同之处在于，扫描速度为1300mm/s。
对比例1
与实施例1的不同之处在于，不添加纯Al粉末。
对比例2
与实施例1的不同之处在于，激光功率为250W。
对比例3
与实施例1的不同之处在于，Ni3Al基合金中Al的质量含量为10％。
图4为对比例1制备的Ni3Al合金的显微组织图，图5为实施例1制备的Ni3Al基合金的显微组织图。从图5中可以看出，实施例1制备的Ni3Al 基合金的显微组织在单个熔池内枝晶更为细小，Ni3Al枝晶破碎为颗粒，弥散分布于Ni3Al基体上，从而形成了NiAl和Ni3Al基体组成的新型复合结构。
依据GB/T 4338-2006《金属材料高温拉伸试验方法》测试实施例1～3 和对比例1～3制得的合金的高温力学性能，将实施例1～3和对比例1～3制得的合金均加工成2mm厚的拉伸试样，每种合金试样均为3个，然后将试样在带有加热炉的电子万能试验机上分别进行650℃和1000℃高温拉伸性能测试，在相同条件下测试3个试样后取平均值，测试结果见表1。
表1实施例1～3和对比例1～3制备的合金的高温拉伸强度和断裂延伸率
对比例1 对比例2 对比例3 实施例1 实施例2 实施例3
650℃拉伸强度(MPa) 592.7 605.4 549.9 688 927.1 773.7
650℃断裂延伸率(％) 3.6 3.8 3.9 4 4.4 6
1000℃拉伸强度(MPa) 118 130 166 178 193.5 143
1000℃断裂延伸率(％) 43.5 42.9 42.4 44 47.5 46.25
从表1可以看出，采用本发明提供的Ni3Al基合金的增材制造方法制备的Ni3Al基合金的高温拉伸强度和断裂延伸率均有明显增加。
由以上实施例可以看出，本发明提供的Ni3Al基合金的增材制造方法制备的Ni3Al基合金具有优异的高温力学性能，650℃拉伸强度为927.1MPa， 650℃断裂延伸率为4.4％，1000℃拉伸强度为193.5MPa，1000℃断裂延伸率为47.5％。
以上所述仅是本发明的优选实施方式，应当指出，对于本技术领域的普通技术人员来说，在不脱离本发明原理的前提下，还可以做出若干改进和润饰，这些改进和润饰也应视为本发明的保护范围。

Claims (7)

1.一种Ni3Al基合金的增材制造方法，具体为：将Al粉与预合金化的Ni3Al粉混合后进行激光选区熔化，得到Ni3Al基合金；
按质量百分比计，所述预合金化的Ni3Al粉包括以下组分：Ni 80~82％，Al 8~9％，Cr 7~8％，Mo 1.2~1.5％，Zr 1.5~2.0％，B 0.005~0.008％和余量的杂质；
按质量百分比计，所述Ni3Al基合金包括以下组分：Ni 74~75％，Al 14~15％，Cr 7~8％，Mo 1.2~1.5％，Zr 1.5~2.0％，B 0.005~0.008％和余量的杂质；
所述Ni3Al基合金的相组成包括γ’-Ni3Al相和β-NiAl相；
所述激光选区熔化的激光功率为200~220W。
2.根据权利要求1所述的Ni3Al基合金的增材制造方法，其特征在于，所述Al粉的粒径为15~53μm；所述预合金化的Ni3Al粉的粒径为15~53μm。
3.根据权利要求1所述的Ni3Al基合金的增材制造方法，其特征在于，按质量百分比计，所述Ni3Al基合金包括以下组分：Ni 74.1％，Al 14.7％，Cr 7.7％，Mo 1.43％，Zr1.7％，B0.008％和余量的杂质。
4.根据权利要求1所述的Ni3Al基合金的增材制造方法，其特征在于，所述激光选区熔化的扫描速度为1000~2600mm/s。
5.根据权利要求1所述的Ni3Al基合金的增材制造方法，其特征在于，所述激光选区熔化的扫描间距为50~100μm。
6.根据权利要求1所述的Ni3Al基合金的增材制造方法，其特征在于，所述激光选区熔化的铺粉厚度为30~40μm。
7.权利要求1~6任一项所述Ni3Al基合金的增材制造方法制备得到的Ni3Al基合金，所述Ni3Al基合金的相组成包括γ’-Ni3Al相和β-NiAl相。
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