? 摘要：我們研究了稀土元素釔（Y）對(duì)通過(guò)選擇性激光熔化處理的哈氏合金X的熱裂變和蠕變性能的影響。我們使用兩種不同的合金來(lái)研究H-X中的熱裂變：一種添加了0.12質(zhì)量％的釔，另一種沒(méi)有添加釔。無(wú)Y的H-X出現(xiàn)的裂紋較少，這主要是由于Si，W和C的偏析導(dǎo)致在晶界和枝晶間區(qū)域出現(xiàn)SiC和W6C型碳化物。另一方面，由于Y的偏析，在添加Y的H-X試樣中形成了更多的裂紋，從而形成了富釔的碳化物（YC）。在1177℃下進(jìn)行2小時(shí)的后熱處理，然后進(jìn)行空氣冷卻，以獲得良好的蠕變性能。我們沿垂直和水平方向進(jìn)行了蠕變測(cè)試。盡管有更多的裂縫，但添加了Y的哈氏合金X試樣比哈氏合金X試樣具有更長(zhǎng)的蠕變壽命和延展性。這主要是由于在晶粒內(nèi)部形成了Y2O3和SiO2。固溶處理后，添加Y的試樣的蠕變壽命是無(wú)Y固溶處理的試樣的八倍。這主要是由于即使在固溶處理后也保持了柱狀晶粒的形態(tài)。另外，M6C碳化物，Y2O3和SiO2的形成改善了蠕變壽命。總結(jié)Y的影響，Y的添加促進(jìn)了裂紋的形成，從而引起了蠕變各向異性。然而，它通過(guò)穩(wěn)定氧和促進(jìn)離散碳化物沉淀而改善了蠕變性能，從而阻止了晶界的遷移和滑動(dòng)。

1.引言

選擇性激光熔化（SLM）是增材制造（AM）中的一項(xiàng)先進(jìn)技術(shù)，用于通過(guò)大功率激光器逐層沉積來(lái)制造具有復(fù)雜形狀的金屬部件[1-3]。H-X是一種固溶強(qiáng)化的鎳基高溫合金，在1000–1200℃的溫度范圍內(nèi)具有出色的高溫抗氧化性，耐蝕性，可成形性和機(jī)械性能。由于這些屬性，它可以應(yīng)用于航空工程，例如燃燒室，機(jī)艙加熱器，噴桿和燃?xì)廨啓C(jī)組件[4-6]。 2013年，燃?xì)廨啓C(jī)制造商西門(mén)子成功地將這種材料用于增材制造中，從而通過(guò)電光系統(tǒng)（EOS）SLM技術(shù)快速構(gòu)建和維修組件。盡管如此，由于SLM工藝的極端溫度梯度以及快速加熱和冷卻（≈106K / s），鎳基高溫合金，例如H-X ，IN718 和CM247LC 僅舉幾例，容易發(fā)生熱裂，從而降低其機(jī)械和物理性能。

? 合金元素的主要目的是改善鎳基高溫合金的機(jī)械性能和熱性能，以使其對(duì)熱裂紋的敏感性最小。 全權(quán)等。 報(bào)告指出，高熔點(diǎn)元素（例如Mo和Cr）由于在晶界處形成富Mo和Cr的碳化物而導(dǎo)致形成高角度晶界，最終導(dǎo)致了裂紋的形成。晶界處碳化物的出現(xiàn)還具有增加在較高溫度下抗晶界滑動(dòng)的能力。

? 達(dá)契納特（Dacianet） 報(bào)道了合金元素（如錳，硅和碳）對(duì)Alloy-X熱裂紋的影響。 較低的Mn，Si和C濃度可導(dǎo)致沿晶界和樹(shù)枝狀區(qū)域的微小微偏析形成的裂紋減少。 Dacian等。 還使用計(jì)算熱力學(xué)方法研究了這些合金元素對(duì)熱裂紋的影響。 這些作者提出，Si和C的含量是影響裂解機(jī)理的主要因素。 相反，Mn的影響可忽略不計(jì)。

? 稀土元素如Y和Ce的添加通常是合金設(shè)計(jì)中的主要考慮因素，因?yàn)樗鼈儗?duì)強(qiáng)化晶界和固溶體都有影響。 釔是一種著名的稀土（RE）元素，已成功應(yīng)用于冶金，化學(xué)和表面工程等許多領(lǐng)域。 近年來(lái)，釔已被添加到許多合金中，包括鎳基高溫合金，以改善其物理和機(jī)械性能。 Zhou等人的研究表明，鎳基合金中釔的最佳含量可以改善應(yīng)力斷裂性能和鎳基高溫合金的抗氧化性。 在鑄造不銹鋼中添加釔可改善蠕變性能，氧化鋁和Fe–Ni–Cr。 但是，關(guān)于釔對(duì)鎳基高溫合金的微觀結(jié)構(gòu)和強(qiáng)度性能的影響的研究很少。

? 在本研究中，我們?cè)?/span>Ar氣氛中使用SLM工藝制造了H-X。 我們?cè)?/span>H-X中添加了兩種不同的釔含量（0和0.12質(zhì)量％），以研究釔對(duì)H-X中熱裂紋和蠕變性能的影響。 我們還分析了釔對(duì)通過(guò)SLM工藝加工的Alloy-X的微觀結(jié)構(gòu)，蠕變性能和熱裂紋的影響。

2.材料和方法

? ? ?釔為0和0.12的哈氏合金X合金的確切化學(xué)成分（質(zhì)量％）分別稱為HX和HX-a，如表1所示。這兩個(gè)試樣的形狀為45×45×在預(yù)先保護(hù)的Ar氣氛中，使用EOS M290 SLM機(jī)器（EOS，Robert-Stirling-Ring 1，82152，Krailling，巴伐利亞，德國(guó)）使用預(yù)合金粉末和相同的加工參數(shù)，制成45毫米立方體。我們對(duì)HX和HX-a標(biāo)本進(jìn)行了標(biāo)準(zhǔn)熱處理。在1177℃下進(jìn)行固溶熱處理（ST）2小時(shí)，然后空冷至室溫。

? ? 對(duì)于蠕變測(cè)試，我們將立方體切成許多厚度為3.1毫米的板；使用電火花線切割機(jī)從這些平板上切下蠕變測(cè)試樣品。每個(gè)樣品的規(guī)格尺寸為19.6×2.8×3.0 mm。我們?cè)?00℃/ 80 MPa的條件下進(jìn)行了蠕變測(cè)試。使用SiC砂紙將樣品拋光至1200＃級(jí)，然后使用Struers（丹麥Ballerup）自動(dòng)拋光機(jī)將金剛石漿料拋光至膠體二氧化硅（0.5 μm）。然后將所有樣品在超聲浴中用乙醇洗滌10分鐘。我們用20％磷酸+ 80％水溶液蝕刻樣品，以觀察熔池邊界。使用光學(xué)顯微鏡（OM；日本東京的奧林巴斯公司），掃描電子顯微鏡（SEM；日本東京的日立有限公司），能量色散光譜儀（EDS）（S-3700N型EDS）進(jìn)行顯微觀察。? EDS（EDAXAMETEX 9424）附帶的設(shè)備由日本Horiba Seisakusho Co.，Ltd.制造，以及場(chǎng)發(fā)射電子顯微鏡（FE-SEM）（JSM-7100，JEOL，日本東京）。使用Image J軟件（64位Java 1.8.0_172）來(lái)分析裂紋分?jǐn)?shù)和孔隙率測(cè)量結(jié)果。

3.結(jié)果

3.1。顯微組織觀察

3.1.1現(xiàn)成的標(biāo)本

? ? ? ?圖1顯示了HX和HX-a標(biāo)本在建成狀態(tài)下的光學(xué)顯微結(jié)構(gòu)。所有產(chǎn)品均使用相同的加工參數(shù)制造。 HX-a試樣比HX試樣顯示出更多的裂紋（圖1a），因?yàn)镠X-a試樣含有HX試樣所缺乏的其他釔（Y）合金元素。值得注意的一點(diǎn)是，所有裂縫均與建筑方向（BD）平行（圖1b）。 HX和HX-a試樣的裂紋分?jǐn)?shù)分別為1％和5％。

? ? ? 圖2顯示了制成樣品的SEM顯微照片。在較低的放大倍率下，所有標(biāo)本都顯示出熔池邊界和凝固結(jié)構(gòu)，例如晶界和枝晶（HX的圖2a，b和HX-a的圖2c，d）。圖2b顯示了HX樣品在更高放大倍數(shù)下的裂紋。在兩個(gè)樣品中，裂紋均沿晶界形成，并出現(xiàn)在樹(shù)突間區(qū)域。

? ? ?我們?cè)贖X和HX-a標(biāo)本的裂紋處進(jìn)行了EDS映射掃描。 EDS分析表明，HX樣品中有碳化硅碳化物和W6C形成（圖3a）。在HX-a標(biāo)本中，裂紋處的EDS映射顯示出YC的形成（圖3b）。

? ? ?圖4顯示了HX-a試件的EDS圖，表明晶粒內(nèi)部存在小的Y氧化物（氧化釔）和Si氧化物（二氧化硅）顆粒。兩種樣品在建成狀態(tài)下的電子背散射衍射（EBSD）晶體學(xué)取向圖（圖5）顯示，柱狀晶粒的取向幾乎平行于構(gòu)建方向。在HX試樣中，一些晶粒沿方向定向，而另一些則沿方向定向（圖5a）。另一方面，HX-a試樣中的晶粒稍細(xì)一些，且大多沿方向取向（圖5b）。

3.1.2.ST標(biāo)本

圖6顯示了ST熱處理后的SEM顯微照片。熔池和樹(shù)枝狀結(jié)構(gòu)的邊界消失了。 HX ST試樣在較低放大倍數(shù)下呈現(xiàn)等軸晶粒形態(tài)（圖6a）。該標(biāo)本在較高放大倍數(shù)下也顯示出許多雙胞胎（圖6b）。對(duì)于HX-a標(biāo)本，ST標(biāo)本的晶粒形態(tài)與竣工標(biāo)本相似（圖6c）。在ST處理后，HX試樣和HX-a試樣之間觀察到兩個(gè)主要區(qū)別：在后者中，晶界因碳化物而變厚，而那些細(xì)小的碳化物在晶粒內(nèi)部形成（圖6d）。另一方面，在前者中，在晶粒內(nèi)部未觀察到碳化物，并且晶粒邊界比HX-a ST試樣的晶粒邊界薄（圖6b）。我們對(duì)晶界處的HX-a試樣進(jìn)行了SEM分析。結(jié)果示于圖7a。 M6C，SiC和YC在晶界形成。在固溶熱處理期間，晶界處的這些碳化物必須已將邊界固定。我們?cè)贖X-a ST試樣的晶界處進(jìn)行了FE-SEM分析。圖7b顯示了HX-a ST樣品的FE-SEM顯微照片。在晶界形成了MC（Si，Y），（Mo，W）6C和Cr23C6碳化物。這些主要引起晶界釘扎效應(yīng)，最終保持柱狀晶粒形態(tài)。

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圖8顯示了ST條件下HX和HX-a標(biāo)本的IPF。固溶熱處理后，HX試樣顯示等軸晶粒，方向是隨機(jī)的（圖8a）。大多數(shù)晶粒具有沿著的方向（圖8a）。但是，HX-a標(biāo)本似乎與HX-a竣工標(biāo)本相似（圖5b）。也就是說(shuō)，它具有柱狀的晶粒形態(tài)，一半的晶粒沿<100>方向保留（圖8b）。

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圖9a顯示了HX-a ST試樣的EDS映射，表明晶粒內(nèi)富含Mo的碳化物。晶粒內(nèi)部還形成了Y和含Si的C的氧化物（見(jiàn)圖9a）。為了找到固溶熱處理后M6C碳化物沿枝晶間區(qū)域積累的原因，我們?cè)贖X-a試件的枝晶間區(qū)域進(jìn)行了EDS作圖（圖9b）。在樹(shù)突間區(qū)域，Mo，Si，C和O被隔離。材料2021、14、16的同行評(píng)審8 x圖9a顯示了HX-a ST試樣的EDS映射，這表明晶粒內(nèi)富含Mo的碳化物。晶粒內(nèi)部還形成了Y和含Si的C的氧化物（見(jiàn)圖9a）。為了找到固溶熱處理后M6C碳化物沿枝晶間區(qū)域積累的原因，我們?cè)贖X-a試件的枝晶間區(qū)域進(jìn)行了EDS作圖（圖9b）；在樹(shù)突間區(qū)域，Mo，Si，C和O被隔離。

我們沿著建筑物方向（垂直樣本）和垂直于建筑物方向（水平樣本）進(jìn)行了蠕變測(cè)試；蠕變曲線如圖10所示。在建成狀態(tài)下，垂直HX樣品的蠕變壽命為13.8 h，而HXa樣品的蠕變壽命則高1.46倍，為20.2 h（圖10a）。此外，HX-a的蠕變斷裂伸長(zhǎng)率（5.7％）比HX（2.8％）高。 HX竣工水平試樣的蠕變壽命（3.4 h）比HX-a水平試樣（0.26 h）更長(zhǎng)，但兩個(gè)試樣的斷裂應(yīng)變幾乎相同（圖10b）。圖10c顯示了ST垂直試樣的蠕變特性。 HX樣品的蠕變壽命為3.7 h，而HX-a樣品的蠕變壽命則高8倍，即29.6 h。 HX-a表現(xiàn)出較高的蠕變斷裂伸長(zhǎng)率（15.6％），幾乎是HX（7.5％）的兩倍。 HX ST水平試樣的蠕變壽命（3.6 h）比HX-a水平試樣（0.26 h）更長(zhǎng)，但兩個(gè)試樣的蠕變斷裂伸長(zhǎng)率幾乎相同（圖10d）。材料2021、14，x用于同行評(píng)審的9（共16）我們沿著建筑方向（垂直樣本）和垂直于建筑方向（水平樣本）進(jìn)行了蠕變測(cè)試；蠕變曲線如圖10所示。在建成狀態(tài)下，垂直HX樣品的蠕變壽命為13.8 h，而HX-a樣品的蠕變壽命則高1.46倍，為20.2 h（圖10a）。此外，HX-a的蠕變斷裂伸長(zhǎng)率（5.7％）比HX（2.8％）高。 HX建成水平試樣的蠕變壽命（3.4 h）比HX-a水平試樣（0.26 h）更長(zhǎng)，但兩個(gè)試樣的斷裂應(yīng)變幾乎相同（圖10b）。圖10c顯示了ST垂直試樣的蠕變特性。 HX樣品比HX-a水平樣品（0.26 h）表現(xiàn)出蠕變壽命（3.6 h），但是兩個(gè)樣品的蠕變斷裂伸長(zhǎng)率幾乎相同（圖10d）。

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圖11顯示了蠕變斷裂面。從Fi可以明顯看出gure 11a，b指出，HX和HX-a建成的垂直試樣顯示出拉長(zhǎng)的晶粒，這些晶粒最終顯示出頸縮并引起破裂。 相比之下，可以在已建成的HX和HX-a水平樣品上觀察到類似乳溝狀的表面（分別為圖11c，d）。 顯然，垂直于應(yīng)力軸出現(xiàn)的裂紋導(dǎo)致沿樹(shù)枝狀結(jié)構(gòu)出現(xiàn)類似乳溝的表面，表明其脆性和較低的延展性。

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? ? ? 圖12顯示了蠕變測(cè)試后沿載荷方向的垂直試樣的微觀結(jié)構(gòu)。 HX竣工試樣沿水平晶界有大裂縫（圖12a）。這些裂縫合并并形成明顯的裂縫，導(dǎo)致脆性斷裂。我們還觀察到了HX-a預(yù)制試樣中沿晶界的裂紋（圖12c）。固溶熱處理后，HX ST試樣表現(xiàn)出等軸晶形態(tài)，在蠕變?cè)囼?yàn)后導(dǎo)致晶界脆性斷裂（圖12b）。但是，HX-a ST標(biāo)本顯示出跨晶狀骨折（圖12d），導(dǎo)致韌性斷裂。另外，在HX-a ST中，試樣裂紋平行于加載軸對(duì)齊，這使得裂紋難以垂直于應(yīng)力軸傳播并導(dǎo)致韌性斷裂。

4。討論

1偏析對(duì)熱裂形成的影響

H-X是一種固溶強(qiáng)化的Ni基合金，由于其合金含量高，因此可以表現(xiàn)出廣泛的熔化和凝固溫度。在SLM過(guò)程中，與熔合區(qū)相鄰的賤金屬會(huì)經(jīng)歷合金液相線和固相線溫度之間的一系列峰值溫度范圍。因此，該區(qū)域的微結(jié)構(gòu)經(jīng)歷了部分熔化，被稱為HAZ的部分熔化區(qū)（PMZ）[25]。液化裂紋發(fā)生在焊縫熱影響區(qū)的晶界處，也稱為HAZ裂紋。在液化龜裂期間，當(dāng)熱量熔化時(shí)，低熔點(diǎn)相會(huì)在焊接過(guò)程的熱影響區(qū)中的晶界和枝晶間區(qū)域形成。液膜在這些晶界和樹(shù)枝狀區(qū)域上形成，并在焊縫凝固時(shí)被拉伸熱應(yīng)力拉開(kāi)。鎳基高溫合金中可能會(huì)被液化的相包括MC碳化物，M6C碳化物，Laves相和σ相[12,26]。在制成的HX樣品中觀察到了相同的現(xiàn)象（圖3a）。也就是說(shuō)，在凝固過(guò)程中，Si，W和C等元素的偏析導(dǎo)致在晶界和枝晶間區(qū)域形成SiC和W6C型碳化物，最終導(dǎo)致HX試樣中形成裂紋。 （圖1a和3a）[8,17]。 HXa樣品比HX樣品顯示出更多的裂紋（圖1b），因?yàn)槠湓氐姆蛛x類似于其他釔（Y）和含量較高的Si（表1）的元素的分離，這導(dǎo)致了碳化物的形成，主要是MC（M代表Si，Y）和M6C（M代表W），并導(dǎo)致出現(xiàn)更多的裂紋（圖3b）[26,27]。 Y在Ni基體中的固溶度低并且影響裂紋的形成，因?yàn)閅從芯樹(shù)突被排斥到枝晶間區(qū)域，從而引起偏析問(wèn)題。

4.2。熱處理和各向異性對(duì)蠕變性能的影響

首先，我們考慮了晶粒形態(tài)對(duì)蠕變性能的影響。在建成狀態(tài)下，HX和HX-a標(biāo)本均顯示出柱狀晶粒形成（圖5）。柱狀晶粒形成是增材制造材料中的自然現(xiàn)象。許多研究人員已經(jīng)用不同的合金證明了這一點(diǎn)[28,29]。柱狀晶粒主要?dú)w因于外延晶粒的生長(zhǎng)，這是在SLM工藝過(guò)程中通過(guò)快速加熱和冷卻逐層形成的結(jié)果[30]。眾所周知，具有柱狀晶粒形態(tài)的材料表現(xiàn)出更好的蠕變性能[31]。盡管HX-a竣工標(biāo)本有很多裂縫，但它顯示出比HX標(biāo)本更好的蠕變性能。 HX-a垂直試樣的蠕變特性顯示出其在建成狀態(tài)下的蠕變壽命是HX垂直試樣的1.46倍（圖10a）。此外，與HX試樣相比，在HX-a試樣中添加釔會(huì)形成Y和Si的氧化物（圖4），并延長(zhǎng)了蠕變壽命。水平預(yù)制樣品的蠕變特性如圖10b所示。在水平試樣中，HX-a試樣的蠕變壽命比HX試樣低。這是由于存在垂直于應(yīng)力軸的裂紋（圖1b）。結(jié)果，裂紋較少的HX試樣（圖1a）比HX-a試樣具有更長(zhǎng)的蠕變壽命。但是，由于在建成狀態(tài)下出現(xiàn)裂紋和柱狀晶粒形態(tài)，因此HX和HX-a試樣均具有各向異性蠕變特性。固溶處理改變了HX和HX-a標(biāo)本的微觀結(jié)構(gòu)。固溶熱處理后，HX試樣顯示出等軸晶粒形態(tài)，并且取向變得隨機(jī)（圖8a）。另一方面，HX-a標(biāo)本保持柱狀形態(tài)（圖8b）。對(duì)HX-a樣品在晶界處的SEM分析表明，在晶界處形成了碳化物，表明晶界釘扎效應(yīng)保持了柱狀晶粒形態(tài)（圖7a）。在HX-a ST試樣的晶界處進(jìn)行FE-SEM分析，以發(fā)現(xiàn)晶界處的相。在晶界形成了MC（Si，Y），（Mo，W）6C和Cr23C6碳化物（圖7b）。碳化物釘扎的晶界最終保持柱狀晶粒形態(tài)。 HX和HX-a ST試樣之間的另一個(gè)重要區(qū)別是HX-a試樣晶粒內(nèi)部形成了M6C碳化物（圖9a）。釔促進(jìn)了晶粒內(nèi)高密度的細(xì)高富鉬碳化物和較大氧化物的生成（圖9a）。 HX-a ST樣品在垂直方向上的蠕變壽命（29.6小時(shí)）是HX ST樣品的八倍，蠕變斷裂伸長(zhǎng)率幾乎是HX ST樣品的兩倍（圖10c）。 HX-a ST試樣的晶粒形態(tài)類似于定向凝固（DS）鎳基高溫合金[29]。垂直于應(yīng)力軸的晶界通常是常規(guī)鑄造高溫合金中的裂紋萌生點(diǎn)。因此，柱狀晶粒形態(tài)改善了蠕變壽命。因此，HX-a ST垂直標(biāo)本比HX ST垂直標(biāo)本具有更好的蠕變性能。另一方面，由于HX ST試樣的等軸晶粒形態(tài)，HX ST蠕變測(cè)試導(dǎo)致較低的蠕變壽命和延展性。 HX-a ST垂直試樣的蠕變壽命提高背后還有兩個(gè)原因。首先，HXa試樣中晶粒內(nèi)部的M6C碳化物的形成（圖9a）也影響了HX-a ST垂直試樣中蠕變壽命的提高。其次，即使在較高的溫度下，Y和Si氧化物也很穩(wěn)定。它們還通過(guò)阻止位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)來(lái)提高抗蠕變性；此外，晶界碳化物控制晶界滑動(dòng)，從而導(dǎo)致HX-a樣品的蠕變速率降低（圖13）。

另外，在晶界處形成連續(xù)的碳化物（圖14a）會(huì)導(dǎo)致延展性降低。由于一旦裂紋成核，碳化物是脆性相，因此它會(huì)迅速傳播，從而降低伸長(zhǎng)率（圖10c）。但是，根據(jù)圖6d和圖14b的比較，在HX-a ST的蠕變測(cè)試過(guò)程中，離散的碳化物增加，蠕變延展性提高，因?yàn)檫@些碳化物（圖14b）抵抗晶界滑動(dòng)和由此產(chǎn)生的裂紋形成。還對(duì)水平固溶熱處理的樣品進(jìn)行了蠕變測(cè)試。在HX-a試樣中（圖1b），這些裂紋垂直于應(yīng)力軸排列，并且裂紋尖端處的應(yīng)力集中增加。容易的裂紋擴(kuò)展導(dǎo)致低蠕變性能。 HX水平試件的蠕變壽命比HX-a水平試件（圖10d）要好，因?yàn)榍罢叩牧鸭y較少（圖1a）。

4.3氧誘導(dǎo)的晶界脆化對(duì)蠕變性能的影響

在粉末冶金中，控制合金中的氧氣含量是一項(xiàng)挑戰(zhàn)，因?yàn)楹辖鸱勰┖苋菀讖拇髿庵形鯕狻Ｔ阪嚫邷睾辖鹬校跷廴緯?huì)降低鑄造和P / M高溫合金的斷裂壽命和延展性。合金中氧的過(guò)量存在會(huì)導(dǎo)致晶界偏析問(wèn)題。這導(dǎo)致在晶界處的分離功大大減少，即形成裂紋的趨勢(shì)增加[32]。另外，偏析氧的存在促進(jìn)了在靠近晶界的位置處的空位的形成，這又促進(jìn)了脆化原子向晶界的擴(kuò)散，并有望導(dǎo)致脆化粒子在晶界處的濃度增加。 。由于環(huán)境污染，氧引起的晶界脆化問(wèn)題受到了廣泛的關(guān)注，并已由Woodford和Bricknell進(jìn)行了綜述[33]。他們假定了晶界固定與脆化之間的聯(lián)系。在中間溫度下，變形會(huì)由于晶界滑動(dòng)而發(fā)生，并被滑移容納在近邊界區(qū)域和邊界遷移中。氧由于邊界固定化和缺乏晶界調(diào)節(jié)而變脆。已經(jīng)提出了幾種機(jī)制負(fù)責(zé)通過(guò)氧氣滲透來(lái)進(jìn)行晶界釘扎。兩種這樣的機(jī)制是氧向晶界的偏析和氧在硫化物上的沉淀[34]。氧的存在是René41中SAC（應(yīng)變時(shí)效開(kāi)裂）的先決條件，并且氧偏析到晶界會(huì)降低邊界強(qiáng)度。他們指出，氧氣對(duì)718和Waspaloy合金具有類似的作用[35]。

在本研究中，HX的標(biāo)本含氧量為115 ppm。相反，建成的HX-a試樣的氧含量為82 ppm，在50-100 ppm的范圍內(nèi)，在該范圍內(nèi)，高溫合金的應(yīng)力斷裂壽命顯著增加[36]。我們還在增材制造的IN718中觀察到此問(wèn)題，并提出了通過(guò)在SLM生產(chǎn)的IN718中添加Y來(lái)防止氧脆化的措施。添加Y可以改善蠕變斷裂壽命和高溫合金的延展性[37]。在HX-a晶粒內(nèi)部Y2O3的樣品形成中（圖4），Y的添加減少了晶界處的氧氣。結(jié)果，盡管有很多垂直裂紋，HX-a試樣仍顯示出更好的蠕變性能。溶質(zhì)氧的穩(wěn)定化將是通過(guò)防止晶界脆化而最終增加垂直樣品中蠕變壽命和斷裂伸長(zhǎng)率的原因之一（圖10a，c）。

1.結(jié)論

在這項(xiàng)研究中，我們研究了稀土元素Y對(duì)通過(guò)選擇性激光熔化處理的Ni基高溫合金Hastelloy-X的熱裂紋和蠕變性能的影響。我們獲得了以下結(jié)果。

1. H-X中添加Y明顯促進(jìn)了裂紋的形成。 W，Si，C和Y偏析，導(dǎo)致在SLM過(guò)程中裂紋處形成碳化物。盡管在無(wú)Y試樣中形成的裂紋較少，但W，Si和C偏析在裂紋處。

2.盡管HX-a樣品有許多裂紋，但其蠕變壽命比HX-a樣品的蠕變壽命更長(zhǎng)。這是因?yàn)镠X-a樣品中的氧含量較低（82 ppm），并且氧被Y穩(wěn)定。大多數(shù)氧導(dǎo)致形成穩(wěn)定的Y2O3和SiO2氧化物，從而消除了晶界處的氧脆化問(wèn)題。另一方面，在HX試樣中，合金中的過(guò)量氧氣（115 ppm）會(huì)引起氧氣脆化問(wèn)題。

3.固溶處理后，HX-a試件的蠕變壽命比竣工時(shí)的蠕變壽命增加。由于即使在固溶熱處理后仍保持柱狀晶粒形態(tài)，因此它比HX ST試樣長(zhǎng)八倍。另外，由于形成了M6C碳化物，與HX ST試樣相比，SiO2和Y2O3氧化物改善了蠕變壽命和延展性。溶質(zhì)氧的穩(wěn)定化是通過(guò)防止晶界脆化而最終添加更好的蠕變壽命和垂直試樣的斷裂伸長(zhǎng)率的原因之一。

4.在HX和HX-a標(biāo)本中，裂紋均導(dǎo)致各向異性蠕變特性。此外，HX-a樣品在加工狀態(tài)下以及固溶熱處理后存在柱狀晶粒形態(tài)，這也導(dǎo)致了各向異性蠕變性能。

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