选区激光熔化技术（selective laser melting，SLM）是金属增材制造领域中最具吸引力的技术之一^[1−2]。它是由高能激光逐层熔化均匀厚度的粉末，然后快速冷却凝固形成零件的一项技术，如图1所示。选区激光熔化技术具有研发周期短、节省原材料和成形自由度高等优势，在汽车制造、医学植入和航空航天等领域都有非常广阔的发展前景，尤其是在要求材料具备高性能的同时兼具复杂构形的关键零部件方面，选区激光熔化技术得到了技术人员及研究者的青睐^[3−4]。

图  1  选区激光熔化技术示意图^[1]

Figure  1.  Schematic diagram of the SLM processing^[1]

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Inconel 625合金是以钼、铌为主要强化元素的固溶强化型镍基变形高温合金，具有优异的力学性能、耐腐蚀性能和抗氧化性能，在航空航天、石油、化工、汽车和特种制造等领域已得到广泛应用^[5−6]。随着粉末冶金工艺的不断发展，Inconel 625合金从传统的变形高温合金逐渐被开发成为粉末高温合金材料。采用选区激光熔化成形技术制备形状复杂、性能优异的Inconel 625合金零件具有较大的发展潜力和研究价值^[7–9]。Yan等^[10]采用选区激光熔化技术成功制备出多种成形方向的Inconel 625试样，详细阐述了成形方向对Inconel 625试样微观组织演变、摩擦磨损性能和表面粗糙度的影响机制。Li等^[11]发现选区激光熔化制备的Inconel 625试样微观组织具有强织构的细圆柱状γ枝晶，热处理使组织发生再结晶，晶粒长大的同时，降低了位错密度和晶界错位。Anam等^[12]采用扫描电镜和能谱分析仪观测到选区激光熔化Inconel 625试样的熔道中存有富Nb和Mo两种合金元素的胞状亚结构，且晶粒的生长方向为打印方向。Li等^[13]研究了选区激光熔化Inconel 625合金的显微组织演变，发现该合金主要由细长的柱状晶体构成。Yadroitsev和Smurov^[14]发现虽然选区激光熔化Inconel 625试样的断后延伸率（约8%～10%）远低于传统铸造和锻件的断后延伸率（约40%），但是力学性能较高。但目前Inconel 625的力学性能仍达不到行业的应用需求。

为解决上述材料现阶段力学性能不足的问题，研究人员提出了添加陶瓷颗粒的方法，并使用选区激光熔化成形技术以达到提升Inconel 625合金硬度并减少后处理的目的。碳化钛（TiC）具有良好的热稳定性和优异的力学性能，引起材料设计研究人员的广泛关注^[15−16]。尽管已经有诸多学者对选区激光熔化Inconel 625合金进行了大量探索，然而微米TiC颗粒的含量及分布行为对选区激光熔化Inconel 625合金微观组织和力学性能的影响机制仍缺乏分析与讨论。因此，本文采用选区激光熔化法制备了不同TiC颗粒含量的Inconel 625−xTiC（x=0、2%、4%、6%，质量分数）合金，研究了TiC含量对其微观组织、物相转变及力学性能的影响，为制备力学性能较高的Inconel 625−TiC合金提供数据支撑及理论基础。

1.   实验材料及方法

1.1   试样制备

实验采用德国EOS GmbH公司生产的真空气雾化Inconel 625球形粉末（In625）作为原始粉末，使用上海水田材料科技有限公司生产的微米TiC颗粒，形状不规则，纯度为99.9%，粒径范围为1～10 μm。分别按照质量分数2%、4%及6%的TiC含量进行混粉，将配置好的混合粉末放入QM-3SP4型行星球磨机中进行充分混合，转速200 r·min⁻¹，混合时间90 min。混合后的In625–xTiC粉末成分如表1所示，粉末混合后的表面形貌及主要元素分布如图2（a）所示。利用Mastersizer 2000激光衍射粉末粒度仪测试In625–xTiC粉末粒度，结果如图2（b）所示，其中D₁₀=25.5 μm，D₅₀=39.6 μm，D₉₀=66.1 μm，表明所使用的In625–xTiC具有良好的球形度，即使经过球磨后的粉末仍基本保持着良好的形貌。扫描策略是选区激光熔化成形过程中的一个重要加工参数，合理的选择扫描策略可减小合金中的残余应力，提高合金的力学性能，图2（c）为本次选区激光熔化成形过程中扫描策略示意图。图2（d）为本次选区激光熔化制备的试样。

表  1  In625–xTiC粉末的化学成分（质量分数）

Table  1.  Chemical composition of the In625–xTiC alloys powder %

粉末类型	Ti	Al	Nb	Mo	Cr	Co	TiC	Ni
In625–0TiC	0.33	0.25	3.55	8.50	21.10	0.16	0	余量
In625–2TiC	0.30	0.18	3.54	8.46	21.08	0.21	1.91	余量
In625–4TiC	0.29	0.24	3.48	8.52	21.10	0.20	4.32	余量
In625–6TiC	0.32	0.20	3.51	8.51	21.11	0.17	5.88	余量

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图  2  In625–xTiC粉末微观形貌（a）和粒径分布（b）以及选区激光熔化扫描策略（c）和In625–xTiC合金试样（d）

Figure  2.  Microstructure (a) and particle size distribution (b) of the In625–xTiC powders, the scanning strategy of SLM (c) and typical SLM-fabricated In625–xTiC alloy samples (d)

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1.2   材料表征

使用Struers Tegramin-25自动磨抛机对In625–xTiC合金试样进行打磨并抛光，在王水试剂（100 mL硝酸和300 mL盐酸混合）中腐蚀20 s后，采用Leica Dmi5000m光学显微镜（optical microscopy，OM）观察试样的微观结构特征。对In625–xTiC合金试样震动抛光后，利用Nova NanoSEM 450型扫描电子显微镜（scanning electron microscope，SEM）观察合金试样的微观组织和断口形貌。采用HIKARI SERIES电子背散射衍射分析仪（electron backscatter diffraction，EBSD）对合金试样进行元素分布检测，并通过OIM Analysis软件对电子背散射衍射分析仪检测结果进行统计和分析。

1.3   力学性能

表面粗糙度会对合金试样的力学性能测试造成一定影响，为避免此问题，将试样抛光至表面粗糙度低于0.15 μm以下，使用奥地利EmcoTest Dura Scan 70G5显微维氏硬度计对In625–xTiC合金试样表面不同位置进行维氏硬度测量，载荷2 N，加载时间为25 s。为避免硬度测试点间隔近导致相互影响，将相邻硬度测试点的距离设定为0.1 mm，进行10次测试后取平均值并记录。为了探索In625–xTiC合金试样的拉伸性能，使用INSTRON 5982拉伸设备对试样进行3次测试，拉伸测试根据ASTM E8M标准，以1 mm·min⁻¹的应变速率进行测试，得到合金试样的屈服强度、抗拉强度及断后总断后延伸率。

2.   结果与讨论

2.1   物相分布分析

图3为In625–xTiC合金试样的X射线衍射（X-ray diffraction，XRD）图谱。由图3可以看出，合金主要由γ-Ni、TiC和Cr₂Nb（Laves）相组成，但在In625–0TiC试样中只存在γ-Ni固溶体相。通过图3（b）中2θ=47°～49°放大图可以看出，随着微米TiC颗粒添加量的增加，Laves相的峰位也逐渐提高，含量也随之增加。出现这一现象主要是因为微米TiC颗粒作为熔池中的难熔相，其导热系数较低（5.64 W·m⁻¹·K⁻¹，1000 ℃^[16]），随着微米TiC含量的增加，局部区域的金属熔体散热较为缓慢，熔池冷却速度降低，因此，Laves相将有足够的时间形成及析出。

图  3  In625–xTiC试样X射线衍射图谱（a）以及局部放大图（b）

Figure  3.  XRD patterns (a) and the local magnification (b) of the In625–xTiC alloy samples

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2.2   微观组织演化

In625合金不同截面处的反极图及晶粒统计结果如图4所示。由图4（a）可以看出（X、Y方向），晶粒主要沿熔道扫描方向生长（黑色箭头所示）。由于扫描熔道交接部分散热方向较为均匀，因此熔道交界处的晶粒主要以细小的等轴晶为主。在扫描熔道中部，晶粒沿垂直于熔池边界的方向随机生长，并沿着最大温度梯度方向生长，以熔道外延形核向熔池中部生长的柱状枝晶为主。通过电子背散射衍射分析的晶粒统计可知，X、Y截面的晶粒尺寸以高斯分布为主，平均晶粒尺寸(14.0±8.11) μm，如图4（b）所示。对于X、Z截面来说，熔池中的晶粒主要以细长的柱状枝晶为主，并且均是从熔池底端向熔池顶部生长（黑色箭头所示），如图4（c）所示。晶粒尺寸较X、Y方向的大很多，平均晶粒约为(23.4±14.040) μm，是X、Y方向晶粒尺寸的1.67倍。值得注意的是，不论是X、Y还是X、Z方向，都未表现出明显的晶粒取向现象，这对提高材料的力学性能起到了极大增益作用。

图  4  In625合金不同截面的电子背散射衍射分析和晶粒统计：（a）X、Y截面的反极图；（b）X、Y截面的晶粒统计；（c）X、Z截面的反极图；（d）X、Z截面的晶粒统计

Figure  4.  EBSD analysis and grain statistics of the In625 alloys in the different cross-section: (a) inverse pole figure (IPF) of X, Y cross-section; (b) grain statistics of X, Y cross-section; (c) IPF of X, Z cross-section; (d) grain statistics of X, Z cross-section

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图5为添加不同含量微米TiC颗粒的In625–xTiC试样微观形貌。为对比不同TiC含量对其组织的影响，文中仅分析In625–xTiC试样X、Y方向上的微观组织形貌。随着TiC质量分数从2%增加到6%，In625–xTiC试样的微观组织也发生了变化。In625–2TiC试样呈现以熔道中部柱状树枝晶为主、熔道交界处等轴晶为辅的形貌；In625–4TiC试样呈现熔道间少量树枝晶+TiC周围大量等轴晶的形貌；SLM In625–6TiC试样呈现出由胞状等轴晶等亚结构组成的形貌。这是因为微米TiC颗粒导热系数较低，升温速度较慢，相对于熔池中的其他区域来说，该部分是温度较低区域。当TiC添加量相对较少时，较易形成从其他高温熔体向低温TiC颗粒生长的细小树枝晶，如图5（a）和（b）所示；当TiC含量较高时，选区激光熔化微熔池中将存在大量尺寸为1～10 μm的TiC颗粒，导致整个熔池内部充满众多低温区域，也就是说散热方向趋于均匀化，因此在TiC附近生成了大量胞状晶、胞状等轴晶等亚结构。如图5（d）所示，对比TiC富集区域的能谱分析可知，除了较大的微熔TiC颗粒外，在TiC富集区附近也发现了如同花瓣状的Laves硬质相（箭头所指）。这也是因为TiC附近导热系数低，熔池凝固速度慢，Cr、Nb等元素有充分时间形成Cr₂Nb（Laves相）等金属间化合物，而高硬Laves相的形成将进一步提高In625合金的强硬度和高温力学性能。

图  5  In625–xTiC合金在X、Y截面的微观组织及元素分布：（a）In625–2TiC；（b）In625–4TiC；（c）In625–6TiC；（d）图（c）中的放大图及能谱分析

Figure  5.  Microstructure and elements distribution of the In625–xTiC alloys in X, Y cross-sections: (a) In625–2TiC; (b) In625–4TiC; (c) In625–6TiC; (d) magnified view in Fig.5(c) and the corresponding energy spectrum analysis

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2.3   力学性能

表2和图6显示了In625–xTiC合金的力学性能。与不添加TiC颗粒的In625试样相比，随着TiC含量的逐步升高，In625–xTiC试样的硬度从原始的Hv_0.2 (335.1±12.51)提高到了Hv_0.2 (525.3±15.13)，提高了56.71%；抗拉强度也从原始的(975.96±18.33) MPa升高到了(1440.31±22.33) MPa，提高了47.58%，但是总断后延伸率却从(30.0±0.56)%急剧下降到了(3.2±0.98)%，下降了89.33%，说明尽管微米TiC颗粒的添加可以促进高温Laves相的形成，提高强硬度的同时，却对塑韧性起到了极大削弱作用，需要合理考虑微米TiC的添加量。对In625-xTiC的抗拉强度（R_m）和平均显微硬度（Hv）进行了拟合，结果如图6（b）所示，抗拉强度和平均显微硬度间的关系可拟合为R_m=212.6+2.4Hv（R²=0.96），表明在添加微米TiC颗粒的影响下，抗拉强度和显微硬度呈线性增长关系。但具体对比表2和图6可知，当TiC质量分数为4%时，In625–xTiC合金的力学性能最优，若进一步提高其力学性能，则会导致塑韧性急剧下降。

表  2  In625–xTiC合金的力学性能

Table  2.  Mechanical properties of the In625–xTiC alloys

试样	平均显微硬度，Hv0.2	屈服强度 / MPa	抗拉强度 / MPa	总断后延伸率 / %
In625–0TiC	335.1±12.51	674.31±21.32	975.96±18.33	30.0±0.56
In625–2TiC	412.5±9.67	917.01±22.15	1237.61±16.13	9.6±1.13
In625–4TiC	478.5±11.32	1104.54±16.83	1326.55±21.26	3.7±1.12
In625–6TiC	525.3±15.13	1184.52±17.32	1440.31±22.33	3.2±0.98

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图  6  In625–xTiC合金力学性能：（a）应力–应变曲线；（b）抗拉强度–显微硬度关系

Figure  6.  Mechanical properties of the In625–xTiC alloys: (a) engineering stress-engineering strain curves; (b) relationship between the ultimate tensile strength and average microhardness

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图7为In625–xTiC合金的断口形貌。由图可知，不加TiC颗粒时的In625试样具有十分明显的“颈缩”现象，断裂前有大量的塑性变形，表明In625合金的塑韧性较好，断裂以韧性断裂为主，图7（b）中大量大尺寸韧窝也证明了这一特征。如图7（c）～（h）所示，当TiC添加量逐渐增高时，在断口中可清晰观察到不规则形状的TiC颗粒，尤其是当TiC含量较高时，如图7（h）所示，可以看出破碎的TiC颗粒均匀分布在撕裂脊附近。这是因为与低弹性模量的Inconel 625基体（约207.5 GPa^[17]）相比，高弹性模量的TiC颗粒（约400 GPa）在断裂过程中不易发生弹性变形，低弹性模量的Inconel 625发生塑韧性较好的弹性变形时，大量载荷转移加载到了高硬高脆的TiC颗粒上，只有当TiC破碎断裂后，拉伸过程才能继续进行，因此，TiC含量越高，In625–xTiC合金的抗拉强度越高。但是不规则TiC含量过高时，大量微米TiC颗粒将连在一起，导致材料脆性急剧提高，在拉伸过程中较易发生断裂，即属于韧–脆混合断裂。

图  7  In625–xTiC试样拉伸断口宏观形貌及局部放大图：（a）、（b）In625–0TiC；（c）、（d）In625–2TiC；（e）、（f）In625–4TiC；（g）、（h）In625–6TiC

Figure  7.  Fracture macro-morphology and the local magnification of the In625–xTiC samples: (a), (b) In625–0TiC; (c), (d) In625–2TiC; (e), (f) In625–4TiC; (g), (h) SLM In625–6TiC

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3.   结论

（1）通过激光选区熔化方法实现了微米TiC颗粒增强Inconel 625合金的制备，确定了Inconel 625–TiC合金试样中的主要物相有γ-Ni、TiC和Cr₂Nb（Laves）相。

（2）随着TiC质量分数从2%增加到6%，Inconel 625–xTiC试样的微观组织由熔道中部柱状树枝晶为主+熔道交界处等轴晶为辅的形貌逐渐转变为熔道间少量树枝晶+TiC周围大量等轴晶，最后转变为由胞状等轴晶等亚结构组成的微观形貌。

（3）与不添加TiC的Inconel 625试样相比，随着TiC含量的逐步增加，Inconel 625–xTiC试样的强硬度逐渐升高，硬度从原始的Hv_0.2 (335.1±12.51)提高到了Hv_0.2 (525.3±15.13)，提高了56.71%，抗拉强度也从原始的(975.96±18.33) MPa提高到了(1440.31±22.33) MPa，提高了47.58%，但是总断后延伸率却从(30.0±0.56)%急剧下降到了(3.2±0.98)%，下降了89.33%。

（4）Inconel 625合金的断裂机制以韧性断裂为主，而Inconel 625–xTiC合金的断裂机制以韧–脆混合断裂为主。