CN117551906A - 镍基合金工件及其制备方法、应用 - Google Patents

镍基合金工件及其制备方法、应用 Download PDF

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Abstract

本公开提供了一种镍基合金工件及其制备方法、应用，属于合金制备技术领域。制备方法包括：提供镍基合金粉末；采用激光选区熔化技术在基板表面平铺所述镍基合金粉末并进行打印，得到镍基合金坯件；对所述镍基合金坯件进行热等静压处理；对热等静压处理后的镍基合金坯件进行固溶处理与机加工处理，得到镍基合金工件。基于本公开的制备方法可形成结构复杂的工件，有效改善工件的组织和性能各向异性，以及横向拉伸塑性，可以满足航空领域的应用需求。

Description

镍基合金工件及其制备方法、应用
技术领域
本公开属于合金制备技术领域，具体涉及一种镍基合金工件及其制备方法、应用。
背景技术
高温合金是指能工作在600℃以上、能够承受较大复杂应力，并具有强组织稳定性的高度合金化的镍基、钴基或铁基奥氏体金属材料。其中，由于镍基合金具有高的工作温度、强的组织稳定性、以及抗氧化、抗热腐蚀能力强等优点，可用于制造航空发动机的四大热端部件。
目前镍基合金的成形方法多数为传统轧制和铸造，其得到的合金晶粒尺寸相对粗大，偏析现象严重，力学性能一般，难以满足航空发动机各部件的更高要求。并且随着航空产业的轻量化与高性能、部件结构更为复杂等要求，涡轮叶片等部件对材料及其成形方法的要求也更高。
针对此，已有采用激光选区熔化技术(SLM)成形镍基合金工件，在一定程度上可改善材料的晶粒尺寸与高温力学性能，但是由于沉积态SLM成形高温合金组织和性能存在各向异性，而这种力学各向异性，会使激光快速成形金属材料在复杂应力作用下，沿力学性能较低的方向发生破坏，因此，沉积态SLM成形高温合金往往不能直接使用，针对SLM成形高温合金样品内部缺陷，目前主要有两种优化方法，一种是优化SLM成形工艺，减少打印过程中的缺陷，另一种是通过后处理工艺修复缺陷，例如，热等静压工艺，采用该工艺虽然在一定程度上修复SLM成形过程中产生的裂纹、孔洞等缺陷，但其组织和性能各向异性仍存在，横向样品拉伸塑性也较差，难以满足航空领域的应用需求。
发明内容
本公开旨在至少解决现有技术中存在的技术问题之一，提供一种镍基合金工件及其制备方法、应用。
本公开的一方面，提供一种镍基合金工件的制备方法，所述
制备方法包括：
提供镍基合金粉末；
采用激光选区熔化技术在基板表面平铺所述镍基合金粉末并进行打印，得到镍基合金坯件；
对所述镍基合金坯件进行热等静压处理；
对热等静压处理后的镍基合金坯件进行固溶处理与机加工处理，得到镍基合金工件。
可选地，所述镍基合金粉末为GH3536或GH3230合金粉末。
可选地，所述镍基合金粉末的组分包括：Fe、Mo、Cr、C、Ni。
可选地，所述镍基合金粉末的粒径范围为15-45μm。
可选地，所述对热等静压处理后的镍基合金坯件进行固溶处理，包括：
在温度为1200-1300℃保温1-3h，并以固溶冷速为3-10℃/min将镍基合金坯件冷却至900℃。
可选地，所述固溶冷速为6℃/min或10℃/min。
可选地，所述激光选区熔化技术的参数为：基板预热温度为190-200℃，光斑直径为50-90μm，铺粉层厚度为20-40μm，扫描间距为0.05-0.2mm，激光功率为150-200W，扫描速率为800-1000mm/s。
可选地，所述热等静压处理的温度为1100-1200℃，压力为120-160MPa，时间为3-5h。
本公开的另一方面，提出一种镍基合金工件，采用前文记载的所述的制备方法制得。
本公开的另一方面，提出一种镍基合金工件的应用，采用前文记载的镍基合金工件应用于航空发动机中。
本公开提供一种镍基合金工件及其制备方法、应用，制备方法包括：提供镍基合金粉末；采用激光选区熔化技术在基板表面平铺所述镍基合金粉末并进行打印，得到镍基合金坯件；对所述镍基合金坯件进行热等静压处理；对热等静压处理后的镍基合金坯件进行固溶处理与机加工处理，得到镍基合金工件。基于本公开的制备方法可形成结构复杂的工件，有效改善组织和性能各向异性以及横向拉伸塑性，可以满足航空领域的应用需求。
附图说明
图1为本公开一实施例的镍基合金工件的制备方法流程框图；
图2为本公开实施例1和对比例2中的不同冷却方式及冷却速率下得到的镍基合金工件的900℃拉伸性能；其中，图2中的(a)为抗拉强度，(b)为屈服强度，(c)为断后延伸率，(d)为端面收缩率；
图3为本公开实施例1的较快固溶冷速下得到的镍基合金工件的OM图像；其中，图3中的(a)为20℃/min横向样品；(b)为20℃/min纵向样品；(c)为10℃/min横向样品；(d)为10℃
/min纵向样品；
图4为本公开实施例1的较快固溶冷速下得到的镍基合金工件的SEM图像；其中，图4中的(a)为20℃/min样品，(b)为10℃/min样品；
图5为本公开实施例1的较慢固溶冷速下得到的镍基合金工件的OM图像；其中，图5中的(a)为6℃/min横向样品，(b)为6℃/min纵向样品，(c)为3℃/min纵向样品，(d)为3℃/min纵向样品，(e)为1℃/min横向样品，(f)为1℃/min纵向样品，(g)为0.5℃/min横向样品，(h)为0.5℃/min纵向样品；
图6为本公开实施例1的较慢固溶冷速下得到的镍基合金工件的SEM图像；其中，图6中的(a)为0.5℃/min样品，(b)为1℃/min样品，(c)为3℃/min样品，(d)为6℃/min样品；
图7为本公开对比例1得到的镍基合金工件的OM图；其中，图7中的(a)为横向样品抛光态组织形貌，(b)为纵向样品抛光态组织形貌，(c)为横向样品侵蚀后组织形貌，(d)为纵向样品侵蚀后组织形貌；
图8为本公开对比例2的较快固溶冷速下得到的镍基合金工件的OM图像；其中，图8中的(a)为水冷横向样品，(b)为水冷纵向样品，(c)为空冷横向样品，(d)为空冷纵向样品；
图9为本公开对比例2的较快固溶冷速下得到的镍基合金工件的SEM图像；其中，图9中的(a)为水冷样品在低倍下的SEM图像；(b)为空冷样品在低倍下的SEM图像；(c)为水冷样品在高倍下的SEM图像；(d)为空冷样品在高倍下的SEM图像。
具体实施方式
为使本领域技术人员更好地理解本公开的技术方案，下面结合附图和具体实施方式对本公开作进一步详细描述。显然，所描述的实施例是本公开的一部分实施例，而不是全部的实施例。基于所描述的本公开的实施例，本领域普通技术人员在无需创造性劳动的前提下所获得的所有其他实施例，都属于本公开保护范围。
如图1所示，本公开的一方面，提供一种镍基合金工件的制备方法S100，具体包括以下步骤S110～S140：
S110、提供镍基合金粉末。
需要说明的是，在本实施方式中，对于镍基粉末的类型不做具体限定，例如，镍基合金粉末可以为GH3536，也可以为GH3230合金粉末，并且，镍基合金粉末的粒径范围为15-45μm，且该镍基合金粉末呈球形且球形度较好。
在一些优选实施例中，在镍基粉末为GH3536合金粉末时，其组分包括17-20质量份的Fe；8-10质量份的Mo；20-23质量份的Cr；0.05-0.15质量份的C、小于1质量份的Mn、0.2-1.0质量份的W、0.5-2.5质量份的Co、小于0.15质量份的Ti、小于0.5质量份的Al、小于1质量份的Si、余量为Ni。
在另一些优选实施例中，在镍基粉末为GH3230合金粉末时，其组分包括≤3质量份的Fe；1-3质量份的Mo；20-24质量份的Cr；0.05-0.15质量份的C、小于1质量份的Mn、13-15质量份的W、小于0.10质量份的Ti、小于0.5质量份的Al、小于0.75质量份的Si、余量为Ni。
S120、采用激光选区熔化技术在基板表面平铺镍基合金粉末并进行打印，得到镍基合金坯件。
具体地，激光选区熔化技术成形过程如下：基板固定在SLM设备中的可升降工作台上，随后对SLM设备进行调平，将镍基合金粉末平铺在送粉平台上，最后对SLM设备抽真空并充入氩气进行气氛保护，聚焦激光光束按照导入的二维轮廓数据，对用于生长金属零部件的基板上的镍基合金粉末，进行直接照射扫描，快速高能量熔化镍基合金粉末，第一层镍基合金粉末按轮廓激光扫描熔化结束后，基板台面降低一个切片层厚的距离，同时，给粉台面上升同样距离，设备中的自动机器手臂再将镍基合金粉末均匀平铺到熔化的金属层，设备进入下一阶段的二维轮廓数据，进行相同方式的扫描成形，如此层层成形，当激光光束走完完整的三维数据轮廓，镍基合金坯件打印完毕。
需要说明的是，SLM成形一般要经过下述过程：激光与镍基合金粉末材料交互作用，镍基合金粉末吸收激光的热辐射，温度升高，之后达到材料熔点，镍基合金粉末熔化，熔化的镍基合金在己固化材料发生铺展；激光离开后，热量迅速通过热辐射和传导等方式散失，熔池发生快速凝固，可以制作结构复杂的工件。
进一步需要说明的是，在本实施方式中，采用SLM成形镍基合金的拉伸主要断裂模式为沿晶断裂模式，在高温拉伸下，晶界成为薄弱环节，晶界的滑动所引起的变形对总变形量的贡献增大。
仍需要说明的是，基于激光选区熔化过程温度梯度大、冷却速度快和反复热循环等特点，会导致SLM成形高温合金会形成与传统加工制造零件不一样的组织结构，进而直接导致工件各项性能的变化，因此，SLM成形方法中各参数的选取至关重要。
在一些优选实施例中，激光选区熔化技术的参数如下：基板预热温度为190-200℃，光斑直径为50-90μm，铺粉层厚度为20-40μm，扫描间距为0.05-0.2mm，激光功率为150-200W，扫描速率为800-1000mm/s，最大成形坯件尺寸为280×280×365mm，成形之前充入氩气保护，氧含量控制在100ppm以内。
在本实施方式中，相较于传统工艺制备的镍基合金，采用SLM成形的镍基合金晶粒尺寸细小，屈服强度较铸造合金的更加优异，以及高温拉伸力学性能比铸件好，拉伸强度和延伸率接近于锻件水平。
S130、对镍基合金坯件进行热等静压处理。
具体地，热等静压处理的温度为1100-1200℃，压力为120-160MPa，时间为3-5h，冷却方式为随炉冷却。
应当理解的是，为提高SLM成形镍基合金坯件的高温拉伸塑性，阻止晶界上的裂纹和孔洞形核与长大是十分重要的，在本实施方式中，还需要通过热处理工艺调控晶界，使晶界呈现锯齿化，以使晶界强化，锯齿晶界可以有效的阻止晶界滑移，提高晶界在高温下的变形抗力，提高合金高温力学性能。
在本实施方式中，通过采用热等静压处理以使镍基合金坯件内部的微裂纹得到修复，熔池形貌消除，发生再结晶，晶粒长大，柱状晶转变为等轴晶，横向样品和纵向样品的力学各向异性消失，两者的力学性能相近，该工艺不仅能修复SLM成形过程中产生的裂纹、孔洞等缺陷，同时也能一定程度上消除打印过程中产生的熔池形貌、柱状晶组织以及成分。
S140、对热等静压处理后的镍基合金坯件进行固溶处理与机加工处理，得到镍基合金工件。
具体地，在温度为1200-1300℃保温1-3h，并以固溶冷速为0.5-20℃/min将镍基合金坯件冷却至900℃。也就是说，在本实施方式中，在热等静压处理之后，还对镍基合金坯件进行了固溶处理，其冷却方式采用的是固溶冷却，以对坯件进行强化；之后，再对坯件进行机加工处理，以获得所需工件要求的精确尺寸与表面粗糙度。
需要说明的是，固溶强化型高温合金的高温拉伸性能主要受晶界以及析出相的影响，而这两者均受固溶处理冷速影响较大，因此，固溶冷速的选取对SLM成形镍基合金高温力学性能至关重要。
在一些优选实施例中，固溶冷速优选为3-10℃/min，例如，3℃/min、6℃/min、10℃/min，在上述固溶冷速下，镍基合金坯件900℃断后延伸率较高，综合拉伸性能较好。
在本实施方式中，针对热等静压处理后，其组织和性能各向异性仍然存在，横向样品高温拉伸塑性仍然较差的问题，创新性地采用固溶处理强化处理，并通过调整固溶冷速，进一步消除组织和性能的各向异性，调控析出相，改善其高温拉伸塑性，也就是说，经过固溶处理使得镍基合金坯件的各向异性基本消除，横向样品和纵向样品的900℃拉伸强度基本一致。
在本实施方式中，基于上述制备工艺可使镍基合金工件的组织和性能各向异性得到改善，同时横向样本高温拉伸塑性也得到提升，可以满足航空领域的应用要求。
本公开的另一方面，提出一种镍基合金，采用前文记载的方法制得，具体制备过程请参考前文记载，在此不再赘述。
在本实施方式中，镍基合金工件在25℃下的拉伸强度为700-750MPa，屈服强度为300-320MPa，断后延伸率为40-50％，断面收缩率为40-50％。此外，得到的镍基合金在900℃下的拉伸强度为230-250MPa，屈服强度为155-170MPa，断后延伸率为35-45％，端面收缩率为30-35％，
本实施方式的镍基合金工件在室温与高温下均具有相对较高的力学性能，较好的断后延伸率，以使得该工件不仅具有良好的室温塑性，有利于加工各类工件，还具有横向高温拉伸塑性，满足航空领域的应用要求。
本公开的另一方面，提出一种镍基合金工件的应用，可将其应用于航空发动机中。
在一些优选实施例中，镍基合金工件可应用于导向器、涡轮叶片、涡轮盘和燃烧室等，应当理解的是，在将其应用于涡轮叶片时，可将镍基合金工件制作形成镍基合金叶片。
下面将结合几个具体实施例进一步说明镍基合金工件的制备方法及其性能：
实施例1
本示例中镍基合金工件的制备方法，包括如下步骤：
S1、镍基合金粉末选取GH3536合金粉末。
S2、采用激光选区熔化技术在基板表面平铺所述镍基合金粉末并进行打印，得到镍基合金坯件，其中，基板预热温度为200℃，光斑直径为70μm，铺粉层厚为30μm，扫描间距为0.1mm，激光功率为180W，扫描速率为900mm/s。
S3、对镍基合金坯件进行热等静压处理，其中，热等静压处理的温度为1175℃，压力为1410MPa，时间为4h。
S4、对热等静压处理后的镍基合金坯件进行固溶处理与机加工处理，得到镍基合金工件，其中，固溶处理的温度为1210℃，时间为2h，固溶冷速分别为0.5℃/min、1℃/min、3℃/min、6℃/min、10℃/min、20℃/min。
进一步地，基于上述方法得到的镍基合金工件进行高温拉伸测试，如图2所示，在同一固溶冷速下，横向样品和纵向样品的900℃拉伸强度差异不大，基本为横向样品的拉伸强度略高于纵向样品。
更进一步地，请继续参考图2，对比不同固溶处理冷速900℃拉伸强度可知，固溶冷速对SLM成形GH3536合金900℃拉伸强度影响较小，随着固溶冷速的下降，大致呈一个先升高再降低的趋势，在固溶冷速为6℃/min和10℃/min时拉伸强度最好，对应横向样品抗拉强度分别为242MPa、245MPa，屈服强度分别为163MPa、161.5MPa，纵向样品抗拉强度分别为242.5MPa、233.5MPa，屈服强度分别为159MPa、163MPa。固溶冷速为0.5℃/min时，样品拉伸强度最低，对应横向样品抗拉强度为221.5MPa，屈服强度为152MPa，纵向样品抗拉强度为219.5MPa，为屈服强度147.5MPa。
更进一步地，请继续参考图2，对比不同固溶处理冷速900℃拉伸塑性可知，固溶冷速对SLM成形GH3536合金900℃拉伸塑性有较大影响，随着固溶冷速的降低，样品900℃拉伸塑性显著提高，以固溶冷速为6℃/min和10℃/min时拉伸塑性最好，对应横向样品断后延伸率分别37.25％、36.25％，纵向样品断后延伸率分别为44.5％、44.75％。而随着固溶冷速的进一步下降，样品900℃拉伸塑性开始降低，当固溶冷速为0.5℃/min时，横向样品断后延伸率下降至15.75％，纵向样品断后延伸率为23.25％。
综上，随着固溶冷速的变化，样品900℃拉伸强度的变化趋势和拉伸塑性的变化趋势大致相同，随着固溶冷速的降低，均呈现出先升高后降低的变化趋势，当固溶冷速为3℃/min、6℃/min、10℃/min时，样品的900℃拉伸强度和拉伸塑性均为最高值。
更进一步地，本实施例还对镍基合金工件的组织进行了分析，如图3所示，以较快的固溶冷速(10℃/min、20℃/min)为例，经过固溶处理之后，试样组织各向异性基本消除，横向样品和纵向样品组织没有较大差异，无明显的柱状晶组织特征，组织转变为等轴晶，且晶粒尺寸在较大范围内波动，这是由于细晶粒与周围晶粒之间的取向差异较大，细晶粒无法与周围晶粒充分合并导致的。并且，经过固溶处理后，碳化物大部分重新溶解到基体组织中，晶界和晶内碳化物析出量减少，且碳化物主要沿晶界析出，在晶界呈链状分布，晶内碳化物析出量极少。
更进一步地，由于横向样品和纵向样品组织形貌无明显差异，后续分析均采用横向样品进行扫描电镜分析，请参考图4，随着固溶冷速的降低，晶界碳化物析出量增多，晶界碳化物不断粗化长大，而且晶界碳化物虽然在低倍下呈现出连续的特征，但是在高倍下可以观察到晶界碳化物并未在晶界产生碳化物膜，从而降低晶界强度，导致样品力学性能下降。所以随着固溶冷速的下降，晶界碳化物析出量增多，但其拉伸塑性并未降低。
更进一步地，请继续参考图4，随着固溶冷速的降低，观察到晶界明显不再平直，晶界出现锯齿化，在拉伸应力作用下，锯齿晶界相对平直晶界更难产生应力集中，因为锯齿晶界的滑移距离更大，且晶界上较多的碳化物也能在一定程度上钉扎晶界，不利于晶间裂纹的形成，从而减少裂纹，进一步提升工件力学性能。例如，在固溶冷却过程中，当固溶冷速较快碳化物尺寸较小且分布较少时(如图4中的(a)，固溶冷速为20℃/min)，主要起到钉扎晶界的作用，碳化物所在位置晶界迁移被阻碍，而没有碳化物析出的晶界正常迁移，从而造成晶界锯齿化。例如，当固溶冷速较慢晶界碳化物尺寸较大且数量较多时(如图4中的(b)，固溶冷速为10℃/min)，晶界碳化物在固溶冷却过程中不断粗化长大，由晶界向晶内生长，推动晶界移动，从而形成了锯齿晶界，且后者形成的锯齿晶界锯齿化程度更高，有利于减少裂纹，进一步提升工件的力学性能，因此，在固溶冷速为10℃/min时的拉伸性能及高温拉伸塑性，优于固溶冷速为20℃/min时的拉伸性能及高温拉伸塑性。
更进一步地，如图5所示，以较慢的固溶冷速(0.5℃/min、1℃/min、3℃/min、6℃/min)为例，不同固溶冷速样品的低倍OM图像无明显差异，晶界均呈现不同程度地锯齿晶界的特性，并且同一样品晶粒尺寸差异较大，不同固溶冷速对样品的晶粒尺寸没有显著影响，这是由于晶界碳化物较多，且呈链状分布，有效阻碍了晶界迁移，抑制了晶粒长大。随着固溶冷速的下降，晶内开始有少量第二相弥散析出，晶界碳化物连续程度降低。在同一固溶冷速下，横向样品和纵向样品组织没有明显差异，组织各向异性基本消除。
更进一步地，由于横向样品和纵向样品组织形貌无明显差异，后续分析同样均采用横向样品进行扫描电镜分析，请参考图6，当固溶冷速为6℃/min时，晶内碳化物析出量仍较少，晶界碳化物在低倍下呈现出连续的网状碳化物特征，但是在高倍下可以看出晶界碳化物并未连接形成薄膜状碳化物。且随着固溶冷速的进一步下降，晶内开始有第二相弥散析出，且从3℃/min固溶冷速开始，晶界碳化物发生明显粗化长大，且晶界碳化物连续程度明显降低，其高温拉伸塑性也降低，因此，在固溶冷速为6℃/min时的拉伸性能及高温拉伸塑性，优于固溶冷速为3℃/min时的拉伸性能及高温拉伸塑性。
实施例2
本示例给出了在固溶冷速为6℃/min时形成的镍基合金工件在室温、900℃、1000℃、1100℃下的拉伸性能：
如表1所示，本实施例的镍基合金工件在室温下的抗拉强度达700MPa以上，屈服强度在300MPa以上，断后延伸率以及断面收率均在40％以上，这说明，该镍基合金工件具有良好的室温拉伸塑性与拉伸强度，具有良好的室温可操作性；其次，在900℃测试下，其拉伸性能虽然室温的拉伸性能降低，但抗拉强度仍维持在230MPa以上，断后延伸率以及断面收率均在30％以上，在相对于未经强化处理的镍基合金工件来说，其仍具有良好的高温拉伸塑性；再者，本实施例的镍基合金工件的1000℃、1100℃拉伸性能也相对良好，在温度高达1100℃时，也具有一定的拉伸塑性。
综上，经过固溶处理后，SLM成形GH3536合金高温拉伸性能各向异性基本消除，横向样品和纵向样品900℃拉伸性能差异不大，基本为横向样品的拉伸强度略高于纵向样品，而纵向样品的断后延伸率均略高于横向样品，本实施例的镍基合金工件具有良好的室温和高温拉伸性能，在室温下具有良好的加工性能。
表1在固溶冷速为6℃/min时SLM成形GH3536的不同温度拉伸性能
对比例1
本对比例给出了一种镍基合金工件的制备方法，包括以下步骤：
S1、提供基板与镍基合金粉末，其中，镍基合金粉末为GH3536合金粉末。
S2、采用激光选区熔化技术在所述基板表面平铺所述镍基合金粉末并进行打印，得到镍基合金坯件，其中，基板预热温度为200℃，光斑直径为70μm，铺粉层厚为30μm，扫描间距为0.1mm，激光功率为180W，扫描速率为900mm/s。
S3、对镍基合金坯件进行热等静压处理，得到镍基合金工件，其中，热等静压处理的温度为1175℃，压力为1410MPa，时间为4h。
进一步地，对采用上述方法得到的镍基合金工件的组织形貌进行分析，如图7所示，经过热等静压处理(HIP)后样品的显微组织为奥氏体基体+碳化物，在晶界和晶内均大量析出第二相，少部分晶界上析出链状碳化物，而大部分晶界上只有少量碳化物点状析出，晶内碳化物弥散析出。HIP处理并没有完全消除试样的柱状晶组织，有部分柱状晶组织转变为等轴晶，但仍有一部分晶粒保持和沉积态试样中相同的柱状晶形态。
更进一步地，本对比例得到的镍基合金工件在900℃下的横向抗拉强度为220MPa，断后延伸率为12.5％，断面收缩率为15％。这与实施例1相比，要低于经固溶处理的镍基合金工件的横向拉伸塑性与抗拉强度。
对比例2
本对比例提出了一种镍基合金的制备方法，包括以下步骤：
制备过程与实施例1相同，差别在于步骤S4中，本对比例采用水冷和空冷方式对工件冷却。
进一步地，对采用上述方法得到的镍基合金工件的拉伸性能进行分析，如图2所示，水冷样品和空冷样品的拉伸强度与实施例1中的镍基合金工件的拉伸强度接近，但其拉伸塑性远低于实施例1所采用的固溶冷却方式得到的镍基合金工件，水冷横向样品的断后延伸率仅有11.25％、纵向样品为16％；空冷横向样品的断后延伸率仅有10.5％、纵向样品为14.75％，远低于经固溶处理的镍基合金工件。
更进一步地，对采用上述方法得到的镍基合金工件的组织形貌进行分析，如图8所示，水冷样品和空冷样品仅在晶界上有少量碳化物析出，水冷样品仅在晶界上有细小的点状碳化物析出，而空冷样品在晶界上有细小的链状碳化物析出，会导致微裂纹的产生。
更进一步地，对采用上述方法得到的镍基合金工件的组织形貌进行扫描电镜分析，如图9所示，水冷样品和空冷样品的晶界明显较为平直，在拉伸应力作用下，平直晶界和较少的晶界碳化物析出使晶界更易发生滑移，从而在三叉晶界处产生应力集中，导致裂纹易于在此萌生，造成样品力学性能较差。
综上，通过实施例1、实施例2以及对比例1、对比例2可知，通过改变固溶处理冷速可调控其晶界形貌和析出相，且经过固溶处理后，SLM成形GH3536合金高温拉伸性能各向异性基本消除，横向样品和纵向样品900℃拉伸性能差异不大，基本为横向样品的拉伸强度略高于纵向样品，而纵向样品的断后延伸率均略高于横向样品，有效改善镍基合金工件的拉伸塑性，使其易于加工，同时组织和性能各向异性得到改善，解决了SLM成形GH3536合金拉伸塑性较差的问题。
本公开提出一种镍基合金工件及其制备方法、应用，具有以下有益效果：
第一、本公开的方法可使镍基粉末易于形成结构复杂的工件，且经过固溶处理后，镍基合金工件的高温拉伸性能各向异性基本消除，横向样品和纵向样品组织没有较大差异，裂纹减少；
第二、本公开通过采用固溶冷却的方式可使镍基合金工件的拉伸塑性与拉伸强度相对热等静压处理得到的工件有较大提升。
可以理解的是，以上实施方式仅仅是为了说明本公开的原理而采用的示例性实施方式，然而本公开并不局限于此。对于本领域内的普通技术人员而言，在不脱离本公开的精神和实质的情况下，可以做出各种变型和改进，这些变型和改进也视为本公开的保护范围。

Claims (10)

1.一种镍基合金工件的制备方法，其特征在于，所述制备方法包括：
提供镍基合金粉末；
采用激光选区熔化技术在基板表面平铺所述镍基合金粉末并进行打印，得到镍基合金坯件；
对所述镍基合金坯件进行热等静压处理；
对热等静压处理后的镍基合金坯件进行固溶处理与机加工处理，得到镍基合金工件。
2.根据权利要求1所述的制备方法，其特征在于，所述镍基合金粉末为GH3536或GH3230合金粉末。
3.根据权利要求1所述的制备方法，其特征在于，所述镍基合金粉末的组分包括：Fe、Mo、Cr、C、Ni。
4.根据权利要求1所述的制备方法，其特征在于，所述镍基合金粉末的粒径范围为15-45μm。
5.根据权利要求1所述的制备方法，其特征在于，所述对热等静压处理后的镍基合金坯件进行固溶处理，包括：
在温度为1200-1300℃保温1-3h，并以固溶冷速为3-10℃/min将镍基合金坯件冷却至900℃。
6.根据权利要求5所述的制备方法，其特征在于，所述固溶冷速为6℃/min或10℃/min。
7.根据权利要求1所述的制备方法，其特征在于，所述激光选区熔化技术的参数为：基板预热温度为190-200℃，光斑直径为50-90μm，铺粉层厚度为20-40μm，扫描间距为0.05-0.2mm，激光功率为150-200W，扫描速率为800-1000mm/s。
8.根据权利要求1所述的制备方法，其特征在于，所述热等静压处理的温度为1100-1200℃，压力为120-160MPa，时间为3-5h。
9.一种镍基合金工件，其特征在于，采用权利要求1至8任一项所述的制备方法制得。
10.一种镍基合金工件的应用，其特征在于，采用权利要求9所述镍基合金工件应用于航空发动机中。
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