深度揭示AM制造凝固亚结构的氢脆机理！
2021-12-11 来源：GS_Metals
Inconel 718是一种沉淀强化的镍基高温合金，由于其优异的高温强度和耐腐蚀与氧化性能的良好结合，已被用于石油和天然气工业、核反应堆、燃气轮机和航空发动机。Inconel 718的机械性能很大程度上取决于热处理过程中γ΄（Ni3(Al,Ti), L12）和γ΄΄（Ni3Nb, D022）相的析出。由于Inconel 718在工业应用中的金属部件（例如涡轮盘、叶片、紧固件）需要高精度和复杂的几何形状，因此增材制造（AM）是一种很有前途的技术。AM过程中高的激光能量密度和快速冷却导致了伴有Laves相和Nb、Ti偏析的凝固亚结构的形成，却抑制γ΄和γ΄΄相的析出。因此，通常需要对打印态试样进行热处理以析出沉淀强化相。
由于Inconel 718的结构部件可能会暴露于各种环境下的氢中（例如油井酸性环境中的H2S、核电站水反应堆中溶解的H和航空发动机储存的H燃料），探索H对AM制造Inconel 718合金机械性能的影响至关重要。尽管已经对AM制造的Inconel 718进行了一些H脆化（HE）研究，但仍然缺乏凝固亚结构对合金HE行为影响的系统理解。已有的研究发现AM制造会改变H的溶解度（和/或扩散率），从而改变合金中的HE行为。为了阐明这种现象的内在机理，以及深入理解该现象对合金力学性能的影响机制，近日，韩国忠南大学的Dong-Hyun Lee（通讯作者）联合新加坡南洋理工大学和德国马普所，共同研究了两种不同的热处理后的AM制造Inconel 718 样品，他们分别具有和不具有凝固亚结构，通过一系列拉伸试验检查了凝固亚结构对HE敏感性的影响。相关成果以“Hydrogen-assisted failure in Inconel 718 fabricated by laser powder bed fusion: The role of solidification substructure in theembrittlement”为题发表在期刊Scripta Materialia。
Inconel 718是采用Aconity Mini制造的激光粉末熔化（LPBF）机打印的，具体打印参数为：层厚30 μm、打印间距75 μm、激光功率230 W和扫描速度1000 mm/s，打印成一个20×60×30 mm3的单块。LPBF样品在Ar气下进行了两种不同热处理：（i）直接时效（DA）：720°C保温8 h，然后以50 °C/h的速度进行炉冷，然后在620 °C保温8 h，然后空冷至室温; （ii）均匀化+时效（HA）：在 1150°C保温2小时，然后进行DA处理。之后采用扫描电镜和背散射电镜对微观组织进行观察。拉伸试样是从平行于打印方向的平面上切割出来的，在室温下使用0.5 mol/L H2SO4溶液中的2 g/L CH4N2S进行电化学充氢。以20 mA/cm2的恒定电流密度下进行H充电24h。在H充电后30min内开始使用配备激光引伸计的万能试验机Z250（Zwick GmbH & Co., Germany）以进行拉伸试验。
DA和HA样品的微观结构表征如图1所示。从DA样品获得的反极图（IPF）显示，晶粒平行于构建方向，平均晶粒尺寸约为120 μm（图 1a）。图1b显示了 DA样品的ECCI图像，揭示了在单个晶粒内部形成的非常精细的凝固胞状结构。此外，块状Laves相在晶胞边界处析出（图 1b）。与打印态样品不同，在DA处理过程中，纳米级δ、γ΄和γ΄΄相已从γ基体中沉淀出来。有趣的是，这些沉淀物更集中在晶胞边界处（图 1c），这可能是由于那里的Nb和Ti偏析所致。相比之下，HA样品的IPF图清楚地显示了完全再结晶的晶粒，平均晶粒尺寸约为147 μm（图 1d）。图1e和1f是相应的ECCI图像，显示在晶界（GBs）处存在少量相对较粗的δ相和基体中存在超细γ΄和γ΄΄相。因此，HA处理成功地使LPBF诱导形成的凝固胞状结构均匀化，并导致主要强化γ΄和γ΄΄相的均匀分布。
图1 (a-c) DA和(d-f)HA样品的微观结构分析结果：(a)和(d)显示了EBSD极图；(b-c)和(e-f)显示ECCI图像
DA和HA样品的代表性应力与应变响应如图2a所示。在充氢之前，与HA 样品相比，DA样品表现出更高的屈服强度σy（~1215 ± 15 MPa），但断后伸长率 εf,0（~8 ± 2 %）较低（σy ∼1098 ± 8 MPa和εf,0 ∼ 14 ± 2 %)，这可能是由于DA样品中存在凝固的胞状结构。正如预期的那样，两个样品的延展性都因充氢而显着降低。HA样品的εf,H/εf,0比率（其中εf,H和εf,0分别是充H样品和不充H样品的断裂总伸长率）大于DA样品，即HA样品比DA样品更不易受HE影响。拉伸测试的DA和HA样品的断口图显示在图2b-2e中。由于H高度集中在带电表面附近，因此断层主要集中在边缘附近的区域，如图2a的插图所示。对于这两种样品，在充H样品的边缘附近（图 2c和2e）中观察到脆性断裂特征，而在未充H样品中则以韧性断裂为主（图 2b和2d）。 H渗透深度可以通过
粗略估计，其中DH是H的扩散系数，t是H充电时间。取Inconel 718在室温下的DH值为~1.4 × 10−15 m2/s，24 h充氢后的H渗透深度估计为~11 μm。由于受H影响的脆性区的深度与估算的H渗透深度相似，我们可以得出结论，两个样品的H渗透都是通过纯晶格扩散发生的。对于DA样品的受H影响的脆性区，脆性断裂的痕迹优先以细胞状模式排列，方向因晶粒而异（如图2c中的蓝色箭头所示），且Laves和δ相经常被观察到。然而，在HA样品中，H影响的脆性区表现出混合的晶间和穿晶断裂模式，并且在断裂表面上经常发现撕裂脊（图 2e）。
图2 DA和HA样品的拉伸实验结果：(a)工程应力-工程应变曲线，插图显示了断层的位置；(b-e)充氢和不充氢的样品的拉伸断裂面的SEM图像
为了进一步深入了解H致失效行为，对拉伸实验后形成的H辅助裂纹进行了EBSD和ECCI表征。请注意，只有充氢样品在拉伸试验后显示出亚表面裂纹，因此我们将这些裂纹表示为“H辅助”。图3为经拉伸试验的DA和HA样品横截面区域形成的H辅助裂纹图像，其中确定了三类裂纹；即晶间（IG）裂纹、混合晶间和穿晶（IG+TG）裂纹和穿晶（TG）裂纹。如图3a和3c所示，在两个样品中经常观察到IG裂纹，其中H辅助裂纹仅沿GB成核和扩展。在某些情况下，H辅助裂纹在GB处开始，然后通过γ基体的晶粒扩展。这些裂纹表示为 IG+TG裂纹（图3b和3d）。此外，在HA样品中，存在另一种H辅助开裂模式，即纯TG裂纹，裂纹仅沿晶粒内的{111}滑移面成核和扩展。
图3 (a-b) DA和(c-e) HA样品中的H辅助开裂行为：(a,c) IG开裂，(b,d) IG+TG开裂和(e) TG 开裂
两个不同样品的H辅助裂纹的比例（特定类型裂纹的数量除以总裂纹数量）如图4所示。两种样品的大部分H辅助裂纹都是IG和IG+TG裂纹，但仅在HA 样品中观察到纯TG裂纹。因此，我们可以得出结论，H辅助IG开裂解在DA和HA样品中占主导地位。据报道，传统Inconel 718中的H辅助开裂可以通过IG或TG开裂发生，并且裂纹萌生和扩展与变形过程中形成的平面位错滑移线密切相关。在HA样品中，广泛形成了几组位错滑移线，更重要的是，在GB处观察到局部高应变，尤其是在滑移线和GB交叉处。相比之下，在DA样品中，在H辅助的IG裂纹周围没有可见的位错滑移线（图 3b），表明这些裂纹在没有滑移定位的帮助下发生。在此基础上，我们可以得出结论，在充H条件下，DA 样品中的GB比HA样品中的GB更容易开裂，这就是DA样品显示更严重HE的原因。
图4 对DA和HA样品中20多个H辅助裂纹的定量分析。（HAC：H辅助裂纹；IG：晶间裂纹；TG：穿晶裂纹）
图5a和5b分别显示了DA和HA样品的相同Ag饰区域的SEM图像和相应的ECCI图像。DA样品上的Ag颗粒大多沿细胞边界沉积，而HA样品上的大部分Ag颗粒是随机分布的，除了GB的δ相处。这些结果表明，与HA样品中的GB相比，DA样品中的细胞边界（和GB）确实积累了更多的H。基于这些结果可得出结论，DA样品在H辅助IG开裂中的较高脆性主要归因于H在胞状结构边界（或GB）处的高积累。同时，与DA样品相比，打印态样品显示出高 εf,H/εf,0值（~0.77 ± 0.1）并且大多数Ag颗粒均匀沉积在充H的样品上，即AM诱导的胞状结构本身对H吸收、H扩散率或HE的影响可以忽略不计。因此，我们可以得出结论，DA样品中GB处H的积累主要归因于高密度沉淀物的存在，而不是胞状结构本身。
图5 SEM显微照片和相应的ECCI图像(a) DA、(b) HA和(c) Ag 饰的打印态样品
总之，与HA样品相比，DA样品具有更高的强度但对HE的抵抗力较低。与HA样品相反，DA样品中的H辅助晶间开裂在没有滑移定位帮助的情况下发生，表明DA样品中有高密度沉淀的胞状结构边界促进了H辅助开裂。与胞状结构边界本身相比，DA样品中有沉淀物的胞状结构边界（和GB）被证明更容易吸收H并因此促进H增强脱聚。这些结果表明，LPBF诱导凝固亚结构中沉淀物的存在会降低 Inconel 718对HE的抵抗力，应通过适当的热处理来消除。
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