4.鎳基高溫合金的LAM

4.1. 出身背景

高溫合金是20世紀(jì)40年代開(kāi)發(fā)的一種新型航空金屬材料，可在600–1100°C溫度下長(zhǎng)時(shí)間可靠運(yùn)行，同時(shí)在這些條件下可抵抗氧化和熱腐蝕。它主要用于航空發(fā)動(dòng)機(jī)的熱段，用于渦輪葉片、導(dǎo)葉、渦輪盤(pán)、燃燒室等零件。它也是一種重要的結(jié)構(gòu)材料，廣泛應(yīng)用于核能、交通和化工行業(yè)。在航空發(fā)動(dòng)機(jī)工業(yè)中，不斷需要具有更高工作溫度和更好高溫機(jī)械性能的高溫合金來(lái)制造熱效率和推力重量比更高的航空發(fā)動(dòng)機(jī)和燃?xì)廨啓C(jī)。為了實(shí)現(xiàn)這一目標(biāo)，高溫合金傾向于向單晶微觀(guān)結(jié)構(gòu)方向發(fā)展，單晶微觀(guān)結(jié)構(gòu)具有優(yōu)異的高溫性能，如圖17a所示。

圖17（a） 渦輪機(jī)材料性能的演變。（b） 不同種類(lèi)高溫合金的應(yīng)力斷裂強(qiáng)度。（c） 不同合金元素在鎳基高溫合金中的作用

高溫合金可分為鎳基、鐵基和鈷基合金。其中，鈷基高溫合金具有最高的熔化溫度，而鎳基高溫合金在低至1204°C的溫度下表現(xiàn)出初期熔化。盡管如此，與其他高溫合金相比，鎳基高溫合金可以在更高的溫度下工作。從圖17b可以看出，沉淀強(qiáng)化鎳基高溫合金相對(duì)于其他高溫合金具有最佳的應(yīng)力斷裂強(qiáng)度。這主要?dú)w因于各種強(qiáng)化效果，如固溶強(qiáng)化、沉淀強(qiáng)化等，這些強(qiáng)化效果是由溶解在鎳基體中的各種合金元素產(chǎn)生的，如圖17c所示。因此，鎳基高溫合金更適合在航空發(fā)動(dòng)機(jī)和燃?xì)廨啓C(jī)的惡劣環(huán)境（如高溫、復(fù)雜應(yīng)力和氧化）中工作。

不同溶液浸泡下頁(yè)巖巖心形態(tài)的變化將四個(gè)人工頁(yè)巖巖芯分別浸入0.3%仿生井筒增強(qiáng)劑、7%KCl、1%Ultrahib（MI-SWACO高性能多胺抑制劑）和1%多胺（HPA）溶液中，觀(guān)察巖芯形態(tài)隨時(shí)間的變化，結(jié)果如圖。

推重比是飛機(jī)發(fā)動(dòng)機(jī)的關(guān)鍵性能指標(biāo)，而減輕重量是提高推重比的最有效方法之一。LAM技術(shù)提供了一種可靠和可行的方法，通過(guò)使用優(yōu)化和復(fù)雜結(jié)構(gòu)的重新設(shè)計(jì)組件的近凈成形制造來(lái)減輕重量。因此，LAM技術(shù)與鎳基高溫合金的結(jié)合引起了越來(lái)越多的關(guān)注，據(jù)報(bào)告，采用LAM技術(shù)制造的23種不同類(lèi)型的鎳基高溫合金的工作如表7。

表7 LAM技術(shù)制備的鎳基高溫合金中元素的組成(wt. %)。

在本綜述的基礎(chǔ)上，本工作將涵蓋鎳基高溫合金的LPBF和LDED，力求對(duì)鎳基高溫合金LAM中的常見(jiàn)問(wèn)題進(jìn)行更全面的討論，如裂紋、孔隙率以及微觀(guān)結(jié)構(gòu)、機(jī)械性能和后熱處理工藝之間的關(guān)系。

值得注意的是，一些單晶鎳基高溫合金（如CMSX-4、DD5）已被研究過(guò)，這可能是由于使用LDED工藝進(jìn)行修復(fù)應(yīng)用的可能性。對(duì)于類(lèi)似于渦輪葉片的零件，其要求良好的單向機(jī)械性能，橫向晶界的存在（垂直于施加的載荷）對(duì)高溫下的性能有害。因此，定向凝固或單晶材料的制造至關(guān)重要。LAM技術(shù)的可控固化條件的特點(diǎn)為此類(lèi)材料的制備奠定了良好的基礎(chǔ)。然而，目前在通過(guò)LDED制備單晶高溫合金方面缺乏研究。

4.2. 處理窗口

在LAM處理的鎳基高溫合金中，偶爾會(huì)出現(xiàn)熱裂紋、氣孔等缺陷的形成。鎳基高溫合金中存在的熱裂紋通常由液化裂紋和凝固裂紋組成。通常認(rèn)為，當(dāng)Al+Ti含量高于某個(gè)臨界值（通常認(rèn)為為4 wt%）。圖18中的曲線(xiàn)圖顯示了表7中顯示的高溫合金的可焊性與Al+Ti水平的關(guān)系。枝晶間區(qū)域低熔點(diǎn)共晶的局部熔化和隨后的撕裂，如IN738LC和DZ4125等γ′強(qiáng)化鎳基高溫合金中的γ-γ′共晶，有助于液化裂紋的萌生。

圖18 鎳基高溫合金的可焊性隨Al和Ti含量的變化。

至于凝固裂紋，Zhou等人指出，它起源于半開(kāi)放的縮孔，其形成歸因于高溫碳化物或發(fā)達(dá)的枝晶，抑制了液態(tài)熔體的填充過(guò)程，如圖19所示。此外，據(jù)報(bào)道，低熔點(diǎn)共晶和凝固溫度范圍對(duì)凝固裂紋的形成有影響。Cloots等人指出，Zr元素的存在被認(rèn)為是凝固開(kāi)裂的一個(gè)可能原因，因?yàn)樗档土斯滔嗑€(xiàn)溫度并提高了IN738LC的凝固溫度范圍。Hu等人指出，凝固溫度范圍的增加會(huì)增加鎳基高溫合金IN625的凝固裂紋敏感性，通過(guò)增加低熔點(diǎn)γ-Laves共晶的含量，降低凝固溫度范圍，促進(jìn)填充過(guò)程，可以抑制凝固裂紋的形成。

圖19 研究了凝固裂紋的形成機(jī)理

從本質(zhì)上講，熱裂紋主要是由內(nèi)應(yīng)力引起的液膜撕裂引起的。在此基礎(chǔ)上，消除熱裂紋主要有三種機(jī)制。第一種方法是盡可能提高冷卻速度，使液膜在被撕裂之前凝固。第二種方法是適當(dāng)降低冷卻速度，以便有足夠的液體熔體填充破碎的液膜。最后是降低內(nèi)應(yīng)力水平，使其不會(huì)撕裂液膜。根據(jù)上述三種機(jī)理，已經(jīng)開(kāi)發(fā)了多種方法來(lái)減少實(shí)際LAM工藝中的熱裂紋。表8總結(jié)了自2016年以來(lái)用于解決熱裂問(wèn)題的方法。其中，對(duì)基板進(jìn)行預(yù)熱是最常見(jiàn)的方式。

表8 總結(jié)用于解決熱裂問(wèn)題的方法。

孔隙的形成與所采用的工藝參數(shù)密切相關(guān)。通常有三種方法來(lái)評(píng)估LAM過(guò)程中的能量輸入，即線(xiàn)性能量密度（LED）、面積能量密度（AED）和體積能量密度（VED）。

這三個(gè)表達(dá)式的公式分別為P/V、P/（V·d）和P/（V·h·t）。這里，P表示激光功率，V表示掃描速度，d表示激光光斑直徑，h表示陰影距離，t表示LPBF的層厚度或LDED的ΔZ。工藝參數(shù)與竣工微觀(guān)結(jié)構(gòu)中生成孔隙度含量之間的關(guān)系如補(bǔ)充表S2所示

補(bǔ)充表S2 采用激光增材法制備的IN625和IN718的工藝參數(shù)及其產(chǎn)生的孔隙率

從補(bǔ)充表S2中可以發(fā)現(xiàn)，使用最廣泛的方法是VED。此外，對(duì)鎳基高溫合金中孔隙率的研究集中在IN625和IN718中。以IN718為例,從圖20a可以觀(guān)察到，孔隙率水平首先降低，然后幾乎保持不變，并隨著VED的增加再次增加。這種關(guān)系在LPBF過(guò)程中更為明顯。

圖20 孔隙率與(a)體積能量密度(VED)、(b)面積能量密度(AED)和(c)線(xiàn)性能量密度(LED)之間的關(guān)系。

然而，孔隙度和AED或LED之間沒(méi)有明顯的關(guān)系。表9顯示了密度高于99.5%（孔隙度低于0.5%）的LPBFed樣品的工藝參數(shù)?？梢杂^(guān)察到，用于獲得致密LPBFed鎳基高溫合金樣品的VED范圍為45至145 J/mm3，這意味著具有低裂紋敏感性的鎳基高溫合金具有相對(duì)較寬的加工范圍。

表9 孔隙度低于0.5%的LPBF制造樣品的工藝參數(shù)。

值得注意的是，關(guān)于LDED工藝孔隙度的報(bào)告明顯小于LPBF工藝。這與這兩種技術(shù)的工藝特點(diǎn)有關(guān)。LDED是一種送粉激光增材制造技術(shù)。已經(jīng)報(bào)道了LDED過(guò)程中的兩種孔隙形成機(jī)制：過(guò)程中粉末和環(huán)境中的截留氣體以及凝固過(guò)程中液體材料收縮產(chǎn)生的縮孔。

氣體霧化（GA）粉末是LDED工藝中使用最廣泛的粉末之一，其中含有大量衛(wèi)星狀粉末顆粒（藍(lán)色箭頭）、不規(guī)則形狀顆粒（綠色箭頭）和空心顆粒（橙色箭頭），如圖21所示。在沉積層內(nèi)形成孔隙是很常見(jiàn)的。當(dāng)采用等離子旋轉(zhuǎn)電極法（PREP）粉末替代時(shí)，這種情況可以得到改善。制備粉末比GA粉末具有更高的圓度。

圖21 LDED過(guò)程中使用的粉末及其產(chǎn)生的微觀(guān)結(jié)構(gòu)。(a)和(c)氣體霧化(GA)粉末。(b)和(d)等離子旋轉(zhuǎn)電極工藝(PREP)粉末。

Xia等人發(fā)現(xiàn)，掃描速度在確定LPBF制造的Inconel 718高溫合金中的孔隙率方面起著至關(guān)重要的作用。他們指出，高掃描速度導(dǎo)致低能量輸入，降低穿透深度和熔池壽命。較小的熔透深度導(dǎo)致層間的冶金結(jié)合較弱，而較低的熔池壽命使氣孔的逸出時(shí)間縮短，從而增加了最終微觀(guān)結(jié)構(gòu)中的冶金氣孔。此外，據(jù)報(bào)道，LDED工藝中的超聲波振動(dòng)輔助可成功減少孔隙率甚至微裂紋。

4.3. 顯微組織特征與第二相

鎳基高溫合金的微觀(guān)結(jié)構(gòu)以粗大和外延柱狀晶粒為特征，平行于構(gòu)建方向生長(zhǎng)，略微傾斜于激光掃描方向，如圖22所示。這種現(xiàn)象可以用柱狀晶粒生長(zhǎng)方向與熱流方向相反來(lái)解釋。在LDED過(guò)程中，熱量主要通過(guò)基板或預(yù)打印層散發(fā)，因此熱流方向主要沿垂直方向，并略微傾斜于相反的激光掃描方向。

圖22 鎳基高溫合金的典型組織。(a) LDED制備的IN718[193]。(b)柱狀晶粒形成示意圖。(c) LPBF制備的IN718

有趣的是，與LDED微觀(guān)結(jié)構(gòu)相比，圖22c所示的LPBFed微觀(guān)結(jié)構(gòu)中的傾斜現(xiàn)象并不十分明顯。這可能歸因于較小熔池中相對(duì)較強(qiáng)的對(duì)流導(dǎo)致復(fù)雜的熱流方向。盡管如此，LPBFed微觀(guān)結(jié)構(gòu)仍然由沿構(gòu)建方向外延生長(zhǎng)的柱狀晶?？刂啤；谏鲜鲫U述，可以確定柱狀晶粒的特征，如尺寸、晶粒生長(zhǎng)方向等，可以通過(guò)改變能量輸入或掃描策略來(lái)調(diào)整。

眾所周知，PDA由凝固條件（溫度梯度和凝固速度）決定，可以用Kurz-Fisher模型表示：

其中△Tn表示非平衡凝固范圍，D表示液體中的擴(kuò)散系數(shù)（對(duì)于多組分合金，D可視為液體中的平衡擴(kuò)散系數(shù)），T表示吉布斯-湯姆遜系數(shù)，△T0平衡凝固范圍和K0平衡分布系數(shù)。LAM技術(shù)的快速凝固特性（冷卻速度范圍為103–107 K/s）導(dǎo)致PDA比鑄件的PDA小至少兩個(gè)數(shù)量級(jí)。

凝固組織由凝固條件決定?？刂撇煌ЯＰ螒B(tài)的能力是研究人員非常感興趣的，因?yàn)樗兄诓牧显诓煌褂铆h(huán)境中的應(yīng)用。例如，集成整體葉盤(pán)的中間部分需要各向同性性能，因此需要選擇等軸晶粒。然而，葉片也要求具有優(yōu)異的定向性能，且首選單晶微觀(guān)結(jié)構(gòu)。

最近，據(jù)報(bào)道，盡管Inconel718不是一種具有定向凝固微觀(guān)結(jié)構(gòu)的設(shè)計(jì)材料，但通過(guò)電子束熔煉成功制備了單晶Inconel 718高溫合金。此外，定制微觀(guān)結(jié)構(gòu)，即特定位置的特定微觀(guān)結(jié)構(gòu)，也可以通過(guò)電子束添加劑制造實(shí)現(xiàn)。從理論上講，盡管缺乏相關(guān)報(bào)告，但LAM也可以實(shí)現(xiàn)這種精細(xì)的凝固微觀(guān)結(jié)構(gòu)控制。這意味著AM技術(shù)可以為合金多樣化凝固組織的發(fā)展帶來(lái)新的機(jī)遇。

增材制造工藝是在一層一層的基礎(chǔ)上制造零件。將一層鈦粉熔化固化后，再對(duì)后續(xù)幾層重復(fù)上述步驟。在電子束槍內(nèi)，鎢絲白熾并沸騰出電子云（如上圖）。這些電子以大約一半光速的速度通過(guò)電子槍。兩個(gè)磁場(chǎng)組織并引導(dǎo)快速移動(dòng)的電子。第一個(gè)就像一個(gè)磁性透鏡，將光束聚焦到所需的直徑。第二磁場(chǎng)使聚焦光束偏轉(zhuǎn)到粉床上的目標(biāo)點(diǎn)。當(dāng)高速電子撞擊金屬粉末時(shí)，動(dòng)能瞬間轉(zhuǎn)化為熱能。提高熔點(diǎn)以上的溫度，電子束迅速液化鈦粉。

改變凝固組織的技術(shù)與新晶粒的形成密切相關(guān)。隨著更多的新晶粒形成，等軸晶組織更容易獲得。根據(jù)凝固理論，過(guò)冷度對(duì)新晶粒的形成起著至關(guān)重要的作用。一個(gè)典型的例子是，在Ti-6Al-4V合金中添加0.9 wt%的微量鎳可以顯著提高合金的成分過(guò)冷度3K至600 K，導(dǎo)致顯著細(xì)化晶粒和α板條，以及超高屈服強(qiáng)度。

為了預(yù)測(cè)晶粒形態(tài)，Kurz等人開(kāi)發(fā)了一個(gè)二元成分體系模型，然后Lin等人將該模型擴(kuò)展到多成分體系。Hu等人在Inconel 625和Deng等人在Ti合金中對(duì)修改后的模型進(jìn)行了實(shí)驗(yàn)驗(yàn)證。

其中N0表示成核點(diǎn)的數(shù)量，是等軸晶粒的體積分?jǐn)?shù)。當(dāng)（11）的左項(xiàng)大于右項(xiàng)時(shí)，柱狀晶粒占優(yōu)勢(shì)。否則，等軸晶將占主導(dǎo)地位。他們利用這個(gè)模型成功地預(yù)測(cè)了激光燒結(jié)鎳基單晶高溫合金的晶粒形態(tài)。盡管上述模型具有良好的實(shí)用性，但由于LAM是一個(gè)包含多尺度和多物理現(xiàn)象的復(fù)雜過(guò)程，它們?nèi)匀粺o(wú)法預(yù)測(cè)微觀(guān)結(jié)構(gòu)細(xì)節(jié)，如晶粒尺寸、織構(gòu)、相組成。

高冷卻速率的另一個(gè)優(yōu)點(diǎn)是不存在宏觀(guān)偏析。層狀組織中僅存在微觀(guān)偏析。這些獨(dú)特的微觀(guān)結(jié)構(gòu)特征為快速消除偏析和有害相提供了良好的基礎(chǔ)。Sui等人指出，在1100°C溫度下僅保持5分鐘后，Lded IN718中富含Nb的Laves相消失，這比鑄件中的快得多（在相同溫度下通常需要10小時(shí)）。

鎳基高溫合金中使用的元素種類(lèi)很多，它們之間的相互作用會(huì)產(chǎn)生不同的第二相。表10顯示了鎳基高溫合金中觀(guān)察到的第二相。在層狀鎳基高溫合金中，第二相的特征和分布與鑄鍛件中的有很大的不同。例如，IN718中尺寸為幾微米的Laves相由于Nb偏析在枝晶間區(qū)域形成。LAMed誘導(dǎo)的Laves相比鑄造中形成的Laves相小得多（通常為幾十微米）。

表10 鎳基高溫合金中觀(guān)察到的第二相

此外，尺寸為65nm，主要集中在Laves相周?chē)?，如圖23a所示。然而，在鍛造零件中，γ“相的尺寸通常在30-50nm范圍內(nèi)，分布均勻。微觀(guān)結(jié)構(gòu)特征將影響后續(xù)HT計(jì)劃的設(shè)計(jì)，這將進(jìn)一步影響機(jī)械性能。

圖23 (a) ldd -builtIN718的第二階段。(疤痕條= 1 μm)。γ′和γ′相在枝晶間Laves相周?chē)龀觥?b)[001]區(qū)域軸的衍射圖顯示γ′和γ″的存在。(c)(110)反射得到的γ′暗場(chǎng)圖像。(d)(11/2 0)反射得到的γ″暗場(chǎng)圖像。

本文將對(duì)幾個(gè)主要的二次析出相進(jìn)行進(jìn)一步詳細(xì)的闡述。在IN738LC、DZ4125、Haynes282等多種鎳基高溫合金中，γ′相是主要的強(qiáng)化顆粒。γ′相與基體之間的晶格失配量一般在0 - 0.5%之間，這取決于其尺寸。較低的晶格失配導(dǎo)致較低的界面能。因此，γ′相在高溫下具有良好的穩(wěn)定性和強(qiáng)化作用。

在鎳基高溫合金中，γ′相通常呈長(zhǎng)方體形狀，但改變Mo含量和Al/Ti比值會(huì)改變?chǔ)谩湎嗟男蚊?。圖23b顯示了γ′相與基體之間的取向關(guān)系，圖23c描繪了經(jīng)熔融處理的IN718高溫合金中γ′相的形態(tài)。

雖然IN625是固溶強(qiáng)化的高溫合金，但γ”相是IN718中主要的強(qiáng)化析出相，高溫后在IN625中也有γ”相的析出。γ”相為體心四方結(jié)構(gòu)(順序?yàn)镈022)，呈圓盤(pán)狀，其c軸垂直于圓盤(pán)表面。γ′相與基體的晶格失配量一般為3 - 5%，略大于γ′相與基體的晶格失配量。這是γ′相增強(qiáng)效果優(yōu)于γ′相的主要原因。而γ′相為亞穩(wěn)粒子，在650℃以上易發(fā)生粗化，向穩(wěn)定的δ相轉(zhuǎn)變，導(dǎo)致機(jī)械性能性能下降。因此，IN718的工作溫度通常在650℃以下。圖23d顯示了LDEDed IN718高溫合金中γ′相的形貌。

如圖，裂紋的速度擴(kuò)展到一定程度的上下湍流，裂紋擴(kuò)展的傳播路徑不穩(wěn)定。這個(gè)現(xiàn)象可以用兩種方式來(lái)解釋。首先是準(zhǔn)脆性材料的共性。脆性材料和準(zhǔn)脆性材料斷裂后，裂紋擴(kuò)展速度非?？?。當(dāng)裂紋擴(kuò)展速度達(dá)到某一臨界值時(shí)，裂紋擴(kuò)展速度開(kāi)始振蕩。擴(kuò)展截面上有一個(gè)拋物線(xiàn)形溝槽，裂紋擴(kuò)展路徑上的數(shù)值也不確定。

當(dāng)γ′相達(dá)到平衡時(shí)，δ相形成，并以針狀、短桿狀或針狀的形態(tài)析出。一般認(rèn)為，鍛造IN718的δ相傾向于晶界/孿晶界上的非均勻析出和晶內(nèi)的均勻析出。在LDEDed IN718中，δ相傾向于在枝晶間Laves相周?chē)龀?，并保持短針狀或短棒狀形貌?/p>

Laves相是鎳基高溫合金中另一種常見(jiàn)的顆粒沉淀，如IN718和IN625，其晶體結(jié)構(gòu)通常被認(rèn)為是六角C14。它形成于凝固過(guò)程接近尾聲的枝晶間區(qū)域，尺寸為微米級(jí)，形態(tài)不規(guī)則。傳統(tǒng)上，Laves相被認(rèn)為是一種有害的沉淀，并已被證明對(duì)室溫拉伸、高溫蠕變和高周疲勞性能有害，因?yàn)樗橇鸭y的起裂點(diǎn)，加速了裂紋的擴(kuò)展。然而，Sui等人指出，Laves相對(duì)力學(xué)性能的影響與其形貌和尺寸密切相關(guān)。

通過(guò)在高溫后調(diào)整其特性，他們發(fā)現(xiàn)，通過(guò)擁有一定數(shù)量的粒狀和亞微米級(jí)Laves相，LDEDed IN718有可能獲得最佳的強(qiáng)度和延展性組合。考慮到Laves相本身具有優(yōu)異的高溫力學(xué)性能，可以推斷形貌和尺寸可能是抑制其有利效果的因素。最近，Li等人首次指出Laves相與矩陣之間存在方位關(guān)系(圖25)。值得注意的是，取向關(guān)系隨Laves相的大小而變化。上述結(jié)果表明，通過(guò)改變Laves相的特征，可以將其作為一種有益的沉淀。

圖25 TEM BF和SAED圖像顯示Laves相。(一)竣工層。(b)激光拋光層。

4.4 機(jī)械性能

4.1.1 室溫性能

室溫拉伸性能是表征鎳基高溫合金性能最常用的指標(biāo)之一。圖26總結(jié)了近五年來(lái)片狀鎳基高溫合金的室溫拉伸性能。從匯總圖中可以得出三條不同的信息。首先，有關(guān)層狀鎳基高溫合金室溫拉伸性能的相關(guān)報(bào)告主要集中在IN718、IN625和HastelloyX上，可能是因?yàn)樗鼈兏菀字圃斐鲋旅芮覠o(wú)缺陷的微觀(guān)結(jié)構(gòu)。然而，另一個(gè)鎳基高溫合金，如γ′強(qiáng)化合金，更容易開(kāi)裂，或者其單晶合金也更容易產(chǎn)生雜化晶粒。因此，很難獲得無(wú)缺陷鍍層或理想的微觀(guān)結(jié)構(gòu)，對(duì)這些高溫合金的大多數(shù)研究旨在解決開(kāi)裂問(wèn)題或消除裂紋雜交谷物。

圖26 鎳基高溫合金的室溫拉伸性能(IN625和哈氏合金的數(shù)據(jù)包括建成狀態(tài)和熱處理后狀態(tài))。

其次，熱處理前后IN718的室溫拉伸性能存在顯著差異。這歸因于主要強(qiáng)化顆粒（γ“相）的沉淀行為。只有經(jīng)過(guò)精心定制的時(shí)效處理后，γ“相才會(huì)完全沉淀，從而提高強(qiáng)度。表11顯示了近期文獻(xiàn)中采用的HT計(jì)劃以及鍛造中使用的標(biāo)準(zhǔn)工藝?？紤]到鎳基高溫合金通常在高溫下使用，且晶界通常被視為變形機(jī)制中的薄弱環(huán)節(jié)，因此柱狀晶組織比等軸晶更有利。通過(guò)這種方式，制定適當(dāng)?shù)臒崽幚矸桨福杂行?qiáng)化合金，同時(shí)保留成柱狀晶粒，是未來(lái)需要更多關(guān)注的潛在研究方向之一。

表11 文獻(xiàn)中采用的IN718高溫合金的熱處理規(guī)程。

第三，IN625、Hastelloy X（IN625和HastelloyX的竣工和后熱處理）和竣工IN718的機(jī)械性能幾乎相同。考慮到IN625和Hastelloy X都是固溶體強(qiáng)化高溫合金，而IN718只有少量在竣工狀態(tài)下形成的強(qiáng)化相，這是合理的。這進(jìn)一步反映了強(qiáng)化相對(duì)提高鎳基高溫合金力學(xué)性能的重要性。如第3.3.3節(jié)所述，鎳基高溫合金的強(qiáng)化機(jī)制類(lèi)似于先進(jìn)高強(qiáng)度鋼。

第二相粒子不僅影響合金的強(qiáng)度，而且影響合金的塑性。在鎳基高溫合金中，微米尺寸的二次粒子（如Laves相和碳化物）是微裂紋容易產(chǎn)生的常見(jiàn)部位。通過(guò)將破碎顆?；蝾w粒-基體界面視為微裂紋，并假設(shè)微裂紋以立方陣列排列，第二相對(duì)延性的影響可通過(guò)以下等式表示：

其中，ε ~ E(θ)代表歸一化系數(shù)的有效值，當(dāng)θ=0時(shí)，ε是一個(gè)常數(shù)，I和h是應(yīng)變硬化指數(shù)n的函數(shù)。λf和rf分別表示微裂紋的間距和半徑，εc是連接兩個(gè)相鄰微裂紋的韌帶的臨界應(yīng)變。Liu等和Song等建立了適用于含多個(gè)二次相顆粒合金的模型。以IN718為例，建立的模型如下:

圖27清楚地顯示了鎳基高溫合金的顯微硬度和屈服強(qiáng)度之間的線(xiàn)性關(guān)系，其中屈服強(qiáng)度隨顯微硬度單調(diào)增加。這意味著顯微硬度值在一定程度上可以反映鎳基高溫合金的強(qiáng)度。考慮到顯微硬度試驗(yàn)的試樣制備和測(cè)量比拉伸試驗(yàn)容易得多，因此在優(yōu)化顯微組織時(shí)，通過(guò)顯微硬度值來(lái)評(píng)估力學(xué)性能是一種快速有效的方法。Cahoon等人指出，當(dāng)屈服強(qiáng)度單位為MPa時(shí)，材料的顯微硬度屈服強(qiáng)度關(guān)系可表示為

圖27 鎳基高溫合金顯微硬度與屈服強(qiáng)度的關(guān)系。

其中n是應(yīng)變硬化指數(shù)。當(dāng)合金的n值不同時(shí)，即使顯微硬度值相同，屈服強(qiáng)度也應(yīng)不同。然而，圖27中的擬合方程表明，對(duì)于不同類(lèi)型的鎳基高溫合金，顯微硬度和屈服強(qiáng)度之間的關(guān)系幾乎是一致的（R2值較高）。因此，有理由認(rèn)為，不同鎳基高溫合金的應(yīng)變硬化指數(shù)值將相當(dāng)接近。通過(guò)對(duì)圖27中的數(shù)據(jù)進(jìn)行線(xiàn)性曲線(xiàn)擬合，Y截距設(shè)置為0，關(guān)系為YS=2.2637H，鎳基高溫合金的n值計(jì)算為0.1598。

各向異性力學(xué)性能是層狀試樣中常見(jiàn)的現(xiàn)象。Tomus等人指出，枝晶和熔池邊界是LPBFed Hastelloy X中觀(guān)察到各向異性力學(xué)性能的主要原因。然而，對(duì)于沒(méi)有明顯熔池邊界的Lded IN718，強(qiáng)度和延展性的各向異性歸因于柱狀晶粒的存在。此外，還證明了由于缺乏熔合而產(chǎn)生的孔隙率是各向異性現(xiàn)象的原因。

表12 研究了IN718和哈氏合金X在水平和垂直方向上的室溫拉伸性能。(水平方向表示垂直于構(gòu)建方向，而垂直方向表示平行于構(gòu)建方向)。

表12總結(jié)了近年來(lái)報(bào)道的IN718和Hastelloy X在水平和垂直方向的室溫拉伸性能?？梢杂^(guān)察到，竣工樣品中存在明顯的各向異性。具體而言，水平方向的強(qiáng)度高于垂直方向的強(qiáng)度，而延性則明顯相反。高溫超導(dǎo)后，各向異性程度降低，但不會(huì)消除。當(dāng)使用相同的LAM參數(shù)沉積時(shí)，水平試樣仍然表現(xiàn)出較高的強(qiáng)度和較低的延展性。力學(xué)性能的各向異性表明，即使高溫固溶熱處理可以消除具有強(qiáng)織構(gòu)的柱狀晶粒，鎳基高溫合金原始組織的不均勻性也很難通過(guò)熱處理后消除。這可能是因?yàn)榧词乖跓崽幚砗?，也存在不均勻的微觀(guān)結(jié)構(gòu)，這是由不均勻的竣工微觀(guān)結(jié)構(gòu)和不均勻分布的殘余應(yīng)力造成的。例如，熔池重疊區(qū)域和非重疊區(qū)域中的晶粒不同。

4.4.2. 高溫性能

不同類(lèi)型的鎳基高溫合金具有不同的高溫拉伸性能，如圖28所示。固溶體強(qiáng)化高溫合金的強(qiáng)度最低，而γ“強(qiáng)化高溫合金的強(qiáng)度最高。由于數(shù)據(jù)有限，無(wú)法根據(jù)現(xiàn)有實(shí)驗(yàn)結(jié)果判斷γ′強(qiáng)化高溫合金的高溫拉伸性能范圍。γ“相的強(qiáng)化效果優(yōu)于γ′，因?yàn)榍罢吲c基體的晶格失配程度較高。

雖然預(yù)計(jì)γ“強(qiáng)化高溫合金的高溫拉伸性能優(yōu)于γ′強(qiáng)化高溫合金，但在較高溫度（>650℃）下，由于γ“到δ的轉(zhuǎn)變，情況可能相反。對(duì)于高溫蠕變或應(yīng)力斷裂性能，大多數(shù)調(diào)查報(bào)告的性能較差，即使在高溫?zé)崽幚砗?，與鍛造零件相比，盡管少數(shù)研究可能仍表明性能優(yōu)越。以下將進(jìn)一步闡明根據(jù)獨(dú)特的微觀(guān)結(jié)構(gòu)特征改善層狀鎳基高溫合金高溫力學(xué)性能的可能性。

圖28 鎳基高溫合金的高溫拉伸性能

一般認(rèn)為，晶界，尤其是垂直于施加應(yīng)力的晶界，在高溫下是薄弱區(qū)域。Xu等人發(fā)現(xiàn)，在γ′強(qiáng)化IN7138LC的短期蠕變?cè)囼?yàn)中，晶界滑動(dòng)是主要的失效機(jī)制。對(duì)于內(nèi)置γ“強(qiáng)化的IN718高溫合金，據(jù)報(bào)道，晶間斷裂是主要的失效模式。

此外，在Hastelloy X的高溫拉伸試驗(yàn)中也觀(guān)察到了相同的失效模式因此，減少晶界的數(shù)量，特別是那些垂直于施加應(yīng)力方向的晶界，是提高鎳基高溫合金高溫力學(xué)性能的有效途徑。定向凝固高溫合金和單晶高溫合金就是基于這一原理開(kāi)發(fā)的。LAM技術(shù)在改善蠕變性能方面具有優(yōu)勢(shì)，因?yàn)檠貥?gòu)建方向的柱狀外延晶粒生長(zhǎng)是主要的微觀(guān)結(jié)構(gòu)特征之一。

脆性L(fǎng)aves相通常在鎳基高溫合金（如IN625、IN718）凝固結(jié)束時(shí)的枝晶間區(qū)域形成。它已被證明是高溫拉伸過(guò)程中“脫粘”或“斷裂”導(dǎo)致裂紋擴(kuò)展的裂紋萌生位置和途徑，和應(yīng)力斷裂/蠕變?cè)囼?yàn)。為了提高機(jī)械性能，通常通過(guò)熱處理后、或增加冷卻速率來(lái)消除Laves相。然而，使用的熱處理通常會(huì)導(dǎo)致再結(jié)晶（因?yàn)長(zhǎng)aves相的溶解溫度非常接近鎳基高溫合金的再結(jié)晶溫度）再結(jié)晶和晶粒細(xì)化都會(huì)增加晶界的數(shù)量。

層狀微觀(guān)結(jié)構(gòu)的特征，即微觀(guān)偏析和一次枝晶臂間距小，可能會(huì)改變這種情況。Sui等人指出與鑄件相比，在718中進(jìn)行的熔鑄具有更快的溶解行為，這意味著較低的溫度和較短的時(shí)間足以完全消除。在這種情況下，原始和理想的柱狀晶?？梢员Ａ粼谖⒂^(guān)結(jié)構(gòu)中。

4.4.3.疲勞性能

疲勞失效是指由重復(fù)或循環(huán)載荷引起的材料弱化，導(dǎo)致由裂紋形成和擴(kuò)展引起的漸進(jìn)和局部結(jié)構(gòu)損傷。疲勞失效在低于標(biāo)稱(chēng)屈服應(yīng)力的航空發(fā)動(dòng)機(jī)部件中非常常見(jiàn)。眾所周知，疲勞過(guò)程失效可分為疲勞裂紋擴(kuò)展的三個(gè)主要階段，即疲勞裂紋萌生、疲勞裂紋擴(kuò)展和最終斷裂。對(duì)于低周疲勞試驗(yàn)，疲勞裂紋擴(kuò)展階段主導(dǎo)整個(gè)疲勞壽命，而對(duì)于高周疲勞試驗(yàn)，則相反，疲勞裂紋萌生將主導(dǎo)整個(gè)疲勞壽命，如圖所示在圖29a中，一般疲勞失效如圖29b所示通常，疲勞失效過(guò)程包括三個(gè)主要階段：疲勞裂紋萌生、疲勞裂紋擴(kuò)展和最終斷裂。

圖29 (a)裂紋萌生和擴(kuò)展對(duì)整個(gè)疲勞壽命的貢獻(xiàn)。(b)疲勞破壞的一般過(guò)程

在第一階段，疲勞微裂紋通常起源于晶界、氣孔、夾雜物等，通常沿最大剪應(yīng)力面延伸約s每100微米。這些微裂紋受表面形態(tài)的強(qiáng)烈影響。疲勞裂紋擴(kuò)展階段包括兩個(gè)階段，即在最大剪應(yīng)力面上生長(zhǎng)的小裂紋和沿最大拉應(yīng)力面擴(kuò)展的長(zhǎng)裂紋。典型的疲勞斷裂特征，如疲勞斷裂當(dāng)應(yīng)力足夠大，裂紋擴(kuò)展變得不穩(wěn)定時(shí)，最終發(fā)生斷裂。

近年來(lái)，鎳基高溫合金，特別是IN718合金的疲勞性能越來(lái)越受到人們的關(guān)注。大多數(shù)調(diào)查報(bào)告，與鍛造零件相比，片狀鎳基高溫合金的疲勞性能較差。有限的研究工作表明，片狀鎳基高溫合金的疲勞性能可以與鍛造零件相媲美，甚至優(yōu)于鍛造零件。Gribbin等人報(bào)告說(shuō)，經(jīng)過(guò)熱處理后，LPBFed IN718的低周疲勞壽命在低應(yīng)變幅度（低于1%）下高于鍛造樣品，盡管前者在高應(yīng)變幅度（高于1%）下的疲勞性能較低。

他們的研究表明，LAMed IN718具有超越鍛件疲勞性能的潛力。為了實(shí)現(xiàn)這一點(diǎn)，應(yīng)闡明并更好地理解典型的層狀微觀(guān)結(jié)構(gòu)對(duì)疲勞性能的影響。以下將以IN718鎳基高溫合金為例，進(jìn)一步闡述疲勞壽命的一些影響因素。

盡管LAM技術(shù)能夠制造復(fù)雜部件，但在此類(lèi)復(fù)雜部件的內(nèi)表面上進(jìn)行后處理（如噴丸或機(jī)加工）仍具有挑戰(zhàn)性。Witkin等人指出，竣工表面質(zhì)量對(duì)LPBFed IN718的疲勞性能有著至關(guān)重要的影響。Watring等人指出，由于表面疲勞裂紋萌生點(diǎn)的數(shù)量增加，疲勞壽命隨著表面粗糙度的增加而降低。

此外，Wan等人報(bào)告，后表面處理，如機(jī)加工和拋光，可通過(guò)以下方式提高LPBFed IN718的650°C疲勞壽命：50 %。因此，有必要通過(guò)調(diào)整工藝參數(shù)和開(kāi)發(fā)可用于內(nèi)外表面的新表面處理技術(shù)來(lái)改善表面質(zhì)量，如電化學(xué)處理技術(shù)。

氣孔和未熔合等缺陷對(duì)718制造的LAM的疲勞壽命也有重要影響。已經(jīng)證明，疲勞裂紋主要來(lái)源于表面或亞表面缺陷，Yamashita等人指出，表面缺陷比內(nèi)部缺陷更有害。Wan等人通過(guò)有限元模擬發(fā)現(xiàn)，當(dāng)缺陷深度小于200μm時(shí)，缺陷形狀（考慮三種類(lèi)型：扁半球橢球形缺陷、半球形缺陷、長(zhǎng)半球橢球形缺陷）比缺陷深度位置對(duì)疲勞性能的影響更為明顯。

他們進(jìn)一步提供了應(yīng)力集中和缺陷深度方面的安全閾值，分別為2和50μm，如圖30a所示。建議將缺陷的有效平方面積與顯微硬度相結(jié)合，以預(yù)測(cè)LPBFed IN718的疲勞極限下限，如圖30b所示。此外，有趣的是，發(fā)現(xiàn)孔隙的影響在低應(yīng)變振幅下不如在高應(yīng)變振幅下顯著。這表明，在討論缺陷的影響時(shí)，還應(yīng)考慮疲勞試驗(yàn)條件。

圖30 (a)疲勞壽命估計(jì)為缺陷深度d和應(yīng)力集中Kt的函數(shù)。(b)通過(guò)顯示原始lpbf建造的IN718的截面缺陷尺寸分布的極值圖統(tǒng)計(jì)，預(yù)測(cè)疲勞試樣中最大致命缺陷尺寸。

強(qiáng)

第二相粒子也影響鎳基高溫合金的疲勞性能。Johnson等人報(bào)告說(shuō)，與鍛造零件相比，試樣表面附近的脆性碳化物或氧化物夾雜物是LDED IN718性能較差的主要原因。Aydinz等人指出，高溫后的δ相演變導(dǎo)致局部損傷形成加劇，室溫下的疲勞性能較差。Laves相對(duì)Lded IN718中疲勞裂紋擴(kuò)展的影響也被證明與其尺寸、位置和施加應(yīng)力有關(guān)。斷裂的Laves相可促進(jìn)疲勞裂紋擴(kuò)展，但未受損的Laves相起到阻礙作用，如圖31所示。然而，另一方面，Balachandramurthi等人認(rèn)為第二相粒子，如NbC、TiN或δ相，與疲勞裂紋擴(kuò)展無(wú)關(guān)。

圖31 在650℃，690MPa下，Laves相與不同階段疲勞裂紋擴(kuò)展的關(guān)系[217]。(a)疲勞裂紋萌生。(b)疲勞裂紋擴(kuò)展。(c)最終斷裂。

總之，疲勞是一個(gè)復(fù)雜的過(guò)程，受多種因素影響。除上述因素外，還研究了其他影響因素，如晶粒尺寸，孿晶[293302]等，并證明其對(duì)疲勞性能有影響。未來(lái)需要更多的努力來(lái)建立多個(gè)因素之間的潛在協(xié)同效應(yīng)，以實(shí)現(xiàn)層狀試樣優(yōu)異的疲勞性能。

來(lái)源：Progress andperspectives in laseradditive manufacturing of key aeroengine materials，International Journal of Machine Tools and Manufacture ，10.1016/j.ijmachtools.2021.103804

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