引言

激光增材制造（Laseradditivemanufacturing，Lam），又稱為激光3d打印，是一種快速發(fā)展的先進(jìn)制造技術(shù)。它利用計(jì)算機(jī)輔助設(shè)計(jì)cad軟件對(duì)目標(biāo)產(chǎn)品進(jìn)行建模并分層，控制高能量激光運(yùn)動(dòng)軌跡，同時(shí)將粉末等金屬或合金原材料進(jìn)行快速熔凝，通過逐點(diǎn)掃描?逐線重疊?逐層累加的方式，最終獲得三維立體目標(biāo)產(chǎn)品［1］。Lam技術(shù)具有以下優(yōu)點(diǎn)［2］：（1）能夠制備傳統(tǒng)工藝很難或者無法制備的復(fù)雜產(chǎn)品；（2）在小批量產(chǎn)品制備方面有較大優(yōu)勢(shì)；（3）能夠提高材料利用率，降低成本；（4）能夠制備功能梯度材料。

激光增材制造一般分為同軸送粉工藝和鋪粉兩種工藝。其中，激光立體成形（LasersoLidforming，Lsf）作為最典型的一種同軸送粉工藝，在激光掃描過程中，送粉器與激光束焦點(diǎn)同軸固定，保證粉末輸送至激光的焦點(diǎn)位置，如圖1a所示。Lsf技術(shù)成形效率較高，在制備大尺寸零件上應(yīng)用較為廣泛［3］。激光選區(qū)熔化（seLectiveLasermeLting，sLm）是一種典型的粉末床激光增材制造技術(shù)，首先用刮板將粉末均勻地鋪展在基板上，然后根據(jù)規(guī)劃好的路徑控制激光將粉末選擇性熔化，成型完當(dāng)前層的形狀后，用刮板繼續(xù)在當(dāng)前層之上鋪粉，如此往復(fù)循環(huán)最終獲得立體零件［4］，如圖1ｂ所示。由于需要預(yù)置粉末，sLm比Lsf成型效率低，但由于所用激光束斑和粉末尺寸更小，最終得到的零件表面質(zhì)量好、精度更高，因此適用于高精度零件的增材制造［5］。

現(xiàn)階段，Lam技術(shù)已經(jīng)廣泛應(yīng)用于航空航天領(lǐng)域，尤其在航空發(fā)動(dòng)機(jī)中高溫合金結(jié)構(gòu)件的快速制造和修復(fù)方面具有不可替代的作用。inconeL718高溫合金具有優(yōu)異的蠕變強(qiáng)度和疲勞強(qiáng)度，較高的屈服強(qiáng)度、抗拉強(qiáng)度以及斷裂強(qiáng)度，良好的耐熱腐蝕性能和焊接性。其可用來制備發(fā)動(dòng)機(jī)轉(zhuǎn)子、機(jī)翼、支撐結(jié)構(gòu)和壓力容器等，使用比重可達(dá)航空發(fā)動(dòng)機(jī)總重量的30％以上［6］。隨著航空技術(shù)的快速發(fā)展，利用Lam制造inconeL718復(fù)雜結(jié)構(gòu)零部件的需求日益增長［7］。

調(diào)研發(fā)現(xiàn)，inconeL718高溫合金是目前應(yīng)用Lam技術(shù)最多的合金之一。圖2展示了2012—2019年間Webofscience收錄的采用Lam技術(shù)制備inconeL718高溫合金的sci論文數(shù)量。可以看出，論文數(shù)量呈現(xiàn)逐年遞增的趨勢(shì)，說明激光增材制造inconeL718高溫合金受到了越來越廣泛的關(guān)注。因此，本文對(duì)Lam技術(shù)制備inconeL718高溫合金的顯微組織結(jié)構(gòu)和力學(xué)性能等方面的研究進(jìn)展進(jìn)行了綜述。

1、inconeL718高溫合金的成分與相結(jié)構(gòu)

inconeL718是一種鎳基高溫合金，傳統(tǒng)鑄鍛制備的in?coneL718高溫合金的典型成分如表1所示［８］。

散光增材制造inconeL718合金粉末的原材料一般采用氣霧化（gasatomiｚation，ga）或等離子體旋轉(zhuǎn)電極（PLasma?rotatingeLectrodeProcess，PreP）兩種方法來制備，表2列舉了不同文獻(xiàn)報(bào)道的inconeL718合金粉末的加工方式及合金成分。由表2可知，粉末成分均與表1中傳統(tǒng)鑄鍛inconeL718高溫合金的成分范圍一致。考慮到在Lam過程中，激光能量密度大，瞬時(shí)溫度超過2500Ｋ，可能導(dǎo)致部分元素?fù)]發(fā)（尤其是aL等），引起合金成分變化。李珠玲［9］對(duì)sLm制備的inconeL718合金主要元素的揮發(fā)情況進(jìn)行了研究，發(fā)現(xiàn)cr、ni、fe的揮發(fā)速率依次降低，當(dāng)溫度達(dá)到2100Ｋ后，cr元素的揮發(fā)速率開始增加。但是JuiLLet等［10］發(fā)現(xiàn)采用Lam制備的inconeL718合金成分與傳統(tǒng)鑄鍛的inconeL718合金成分非常接近。總體而言，Lam過程中的元素成分變化情況，以及成分對(duì)材料的相組成、組織結(jié)構(gòu)與力學(xué)性能的影響尚未引起人們的廣泛關(guān)注，目前激光增材制造inconeL718合金所采用的粉末成分均為其傳統(tǒng)鑄鍛合金成分，盡管在Lam過程中存在少量合金元素的損耗，但最終成分都在其典型成分（表1）范圍內(nèi)。此外，Lam制備的inconeL718合金的抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度介于傳統(tǒng)鑄鍛合金之間（詳見3.1節(jié)），說明在Lam成型工藝中采用傳統(tǒng)鑄鍛合金成分的inconeL粉末是可行的。

由于合金元素種類多，inconeL718高溫合金中的相結(jié)構(gòu)比較復(fù)雜，其種類和形貌與加工方式密切相關(guān)。inconeL718合金基底相為面心立方（face?centeredcuｂic，fcc）結(jié)構(gòu)的γ相，為ni的固溶體，富含mo、co、cr和fe等元素。inconeL718合金中的強(qiáng)化相有兩種，即體心四方（Ｂodｙ?centeredtetragonaL，Ｂct）結(jié)構(gòu)的γ″?ni3（nｂ，ti，aL）相和簡單立方結(jié)構(gòu)的γ′?ni3（ti，aL）相。其中γ″相為主要強(qiáng)化相，γ′相的強(qiáng)化作用遠(yuǎn)小于γ″相，這是因?yàn)棣谩湎嗟捏w積分?jǐn)?shù)只有γ″相的1/4左右［16］。一般地，γ″和γ′強(qiáng)化相與γ基底之間存在嚴(yán)格的立方?立方取向關(guān)系（cuｂe?on?cuｂeorientationreLationsｈiP）［17］，即（001）γ″/γ′∥（001）γ，且［001］γ″/γ′∥［001］γ。同時(shí)，inconeL718合金中還存在一些拓?fù)涿芏眩╰oPoLogicaLLｙcLose?Pacｋed，tcP）相，如δ相和Laves相［1８］等。δ相與γ″相成分相同，但為正交結(jié)構(gòu)；盡管在熱力學(xué)上，δ相比γ″相穩(wěn)定，但δ相的形成會(huì)導(dǎo)致γ″相含量的降低，對(duì)inconeL718合金強(qiáng)度產(chǎn)生不利影響，因此應(yīng)盡量避免δ相的形成［1８?19］。Laves相硬而脆，在受力時(shí)容易開裂或在Laves相/基底界面處萌生裂紋，導(dǎo)致合金韌性降低。由于tcP相一般都為低熔點(diǎn)相，偏聚在枝晶間或晶界處，在Lam過程中容易產(chǎn)生液化裂紋（Liｑuationcracｋing），對(duì)焊接性能不利［20］。此外，inconeL718合金中還存在一些碳化物，碳化物以mc型（nｂc結(jié)構(gòu)）為主，m一般代表多種元素的混合物。mc碳化物可在凝固過程中直接產(chǎn)生，即一次（Primarｙ）mc碳化物，但與基底沒有明顯的取向關(guān)系；mc碳化物也可在熱處理過程中沿晶界析出，即二次（secondarｙ）mc碳化物，這種碳化物與基底滿足立方?立方取向關(guān)系［21］。以上相結(jié)構(gòu)的晶體結(jié)構(gòu)信息、成分和取向關(guān)系均總結(jié)于表3中［16，21?22］。

2、激光增材制造inconeL718高溫合金的跨尺度組織結(jié)構(gòu)

Lam成型過程可以看作多個(gè)小熔池重復(fù)累加的過程，而熔池溫度場(chǎng)決定了熔池的凝固特性，最終使Lam得到的組織結(jié)構(gòu)（如：熔合線、晶界、小角晶界、枝晶/胞晶、元素偏析、位錯(cuò)、析出相等）呈現(xiàn)出跨尺度分級(jí)結(jié)構(gòu)（ＨierarcｈicaLLｙｈete?rogeneousstructure），如圖3所示，這種結(jié)構(gòu)會(huì)對(duì)合金的力學(xué)性能產(chǎn)生顯著影響［23］。

2.1凝固組織

Lam的合金組織形貌主要由溫度梯度g、凝固速率r和過冷度Dt控制。隨著溫度梯度的降低和凝固速率的增加，過冷度逐漸增加，凝固組織的形貌會(huì)依次呈現(xiàn)出平面晶、胞晶、枝晶和等軸晶。g/r決定了凝固組織的形貌，而g×r（即冷卻速率）決定了凝固組織的尺寸［27］。由于基板相當(dāng)于一個(gè)吸熱裝置，與基板接觸的沉積層底部（即沉積層第一層）的溫度梯度最高，因此在沉積層與基板界面附近往往存在一個(gè)厚度為幾到幾十微米的平面晶區(qū)，接著出現(xiàn)胞晶和枝晶［2８］。

由于熔池溫度場(chǎng)分布的不均勻性，胞晶和枝晶組織可能同時(shí)存在一個(gè)熔池中，如圖4a所示；凝固組織中胞晶和枝晶的相對(duì)含量也通過改變激光能量密度來調(diào)控（圖4ｂ）［29］。由于存在優(yōu)先生長晶向（〈001〉方向），胞晶和枝晶容易沿著最接近熱流方向的某個(gè)〈001〉方向快速生長，形成柱狀（coLumnar）胞晶/枝晶組織。隨著沉積層高度的逐漸增加，基底散熱效率逐漸降低，且在熱積累效應(yīng)的影響下，溫度梯度g逐漸減小而凝固速率r逐漸增加，過冷度Dt也逐漸增大，在沉積層頂部容易形成等軸晶（eｑuiaｘed）［30］，如圖4c所示。為了進(jìn)一步優(yōu)化工藝參數(shù)，研究者提出了凝固組織圖（soLidificationmicrostructuremaP）的概念，圖4d為deｈoff等［31］獲得的inconeL718的凝固組織圖。由于inconeL718為多晶高溫合金，為了消除各向異性，應(yīng)在等軸晶區(qū)選取其工藝參數(shù)。

Lam是一個(gè)快速凝固的非平衡過程，冷卻速率一般高達(dá)10³～10⁴Ｋ/s，比傳統(tǒng)的鑄造工藝（100～102Ｋ/s）高2—4個(gè)數(shù)量級(jí)，使得Lam合金的凝固組織更加細(xì)小。需要強(qiáng)調(diào)的是，高冷卻速率會(huì)嚴(yán)重抑制枝晶二次枝晶臂的發(fā)展，但往往很難明確區(qū)分枝晶和胞晶，因此常常將其統(tǒng)稱為胞狀組織（ceLLu?Larstructure）［32］。對(duì)于枝晶，其尺寸可以通過一次枝晶臂間距來衡量；而對(duì)于胞晶，其尺寸可以采用相鄰兩個(gè)胞晶中心之間的距離（胞晶間距）來衡量。大量研究表明，一次枝晶臂間距或胞晶間距（λ）與冷卻速率（ε）或凝固時(shí)間（t）之間滿足如下經(jīng)驗(yàn)公式［2，33］：

式中：a、ｂ和n是與材料相關(guān)的常數(shù)。

由于粗大胞晶/枝晶的比表面積較小，當(dāng)冷卻速率減小或凝固時(shí)間延長時(shí)，胞晶/枝晶的尺寸逐漸增大，同時(shí)熔融合金的總表面能降低。在Lam層層堆積過程中，冷卻速率隨著沉積層的增加而降低，導(dǎo)致沉積層不同高度處的凝固組織尺寸產(chǎn)生差異。

Liu等［34］研究采用Lsf技術(shù)制備的inconeL718合金時(shí)發(fā)現(xiàn)，沉積層底部、中部以及頂部的λ值分別為11.5μm、17.5μm以及3８μm。另外，Lam過程中的工藝參數(shù)（如激光束斑尺寸、掃描速率、激光功率等）會(huì)對(duì)沉積層的組織形貌產(chǎn)生顯著影響。肖輝［33］發(fā)現(xiàn)，在恒定掃描速率下，當(dāng)激光功率增加時(shí)，λ會(huì)增大；而同時(shí)增加激光功率與掃描速率時(shí)，λ又會(huì)減小。為了描述工藝參數(shù)對(duì)λ的影響規(guī)律，定義激光能量密度為［35］：

式中：ρ為激光能量密度，J/mm2；P為激光功率，Ｗ；d為激光束斑尺寸，mm；v為掃描速率，mm/s。

表4［7?８，11，33?34，36］和圖5分別列舉了不同研究人員使用的激光能量密度和獲得的inconeL718高溫合金中的胞晶/枝晶尺寸。可以看到，隨著激光能量密度的增加，胞晶/枝晶尺寸也增加，且基本上呈線性關(guān)系。

2.2析出相

在Lam快速凝固過程中，γ枝晶干最先形成，同時(shí)分配系數(shù)Ｋ＜1的溶質(zhì)元素（如nｂ、ti、c、Ｂ等）不斷被排擠至枝晶間液相中，產(chǎn)生成分過冷和枝晶偏析，因此枝晶間的區(qū)域往往會(huì)產(chǎn)生大量低熔點(diǎn)共晶相。一般地，如圖6a所示，首先發(fā)生共晶反應(yīng)L→γ＋nｂc（～1250℃），形成富nｂ的一次碳化物mc并消耗液相中大量的nｂ、ti、c等元素［22］。隨著γ枝晶的不斷形成，枝晶間剩余液相中的nｂ元素繼續(xù)富集，并在凝固的最后階段發(fā)生L→γ＋Laves共晶反應(yīng)，導(dǎo)致大量的γ/Laves共晶生成（圖6ｂ）。在Lam多層沉積過程中，每一沉積層都會(huì)經(jīng)歷一系列劇烈加熱和冷卻的短時(shí)熱循環(huán)，這些復(fù)雜的熱循環(huán)對(duì)底部沉積層產(chǎn)生瞬態(tài)熱處理效應(yīng)，使枝晶間共晶產(chǎn)物進(jìn)一步發(fā)生固態(tài)相變，析出δ相以及碳化物等（圖6c）［22］。cｈen等［3８］發(fā)現(xiàn)，隨著沉積層高度的增加，γ/Laves共晶發(fā)生重熔，使得產(chǎn)生Laves相的低熔點(diǎn)液體體積增加，最終導(dǎo)致枝晶間Laves相的含量也逐漸增加。此外，共晶產(chǎn)物在熱循環(huán)過程中發(fā)生溶解使nｂ元素再分配，進(jìn)一步影響γ″相的形貌和分布。tian等［37］采用Lsf技術(shù)制備inconeL718合金時(shí)發(fā)現(xiàn)：第一層沉積層主要由γ枝晶和枝晶間富nｂ共晶產(chǎn)物組成；在沉積第二層時(shí)，第一層內(nèi)的低熔點(diǎn)共晶產(chǎn)物會(huì)發(fā)生重熔，nｂ元素向周圍枝晶間區(qū)域和枝晶干擴(kuò)散，同時(shí)γ″析出相會(huì)優(yōu)先在共晶產(chǎn)物附近析出，進(jìn)而在枝晶間區(qū)域大量析出；在多層沉積過程中，底部沉積層在熱循環(huán)作用下，開始在枝晶干區(qū)域析出γ″相，而枝晶間區(qū)域中的γ″相在熱循環(huán)作用下其尺寸不斷長大，最終導(dǎo)致沉積層中γ″析出相在枝晶間和枝晶干中出現(xiàn)尺寸不均勻分布的現(xiàn)象，如圖6d所示。

作為典型的有害相，Laves相中的nｂ含量為10％～30％（質(zhì)量分?jǐn)?shù)），遠(yuǎn)高于nｂ在γ基體中的含量［11］。由于Laves相主要產(chǎn)生于枝晶間區(qū)域的最后凝固階段，Lam過程中的局部冷卻速率對(duì)Laves相的含量、尺寸以及形貌有顯著影響。

當(dāng)局部冷卻速率較大時(shí)，nｂ元素的偏析時(shí)間較短，形成的Laves相尺寸較小，含量也較低；當(dāng)局部冷卻速率降低時(shí)，nｂ元素便有充分的時(shí)間進(jìn)行偏析，形成的Laves相尺寸更大、含量更高［37］。此外，在沉積層的中下部，柱狀晶大多能夠多層外延生長，枝晶間可形成長鏈狀的Laves相；但在沉積層頂部的等軸晶區(qū)域，枝晶間形成的Laves相多呈細(xì)小分散的“島狀”［36?37］。為了減少Laves有害相的析出，可通過優(yōu)化Lam工藝參數(shù)來調(diào)控Laves相含量。Parimi等［39］發(fā)現(xiàn)，激光功率較低時(shí)，形成的Laves相尺寸為1～2μm；而激光功率較高時(shí)，形成的Laves相尺寸可增加數(shù)十倍，這與ma等［29］的研究結(jié)果一致，即Laves相的尺寸和體積分?jǐn)?shù)與能量輸入的大小呈正相關(guān)。Ｘiao等［12］發(fā)現(xiàn)，在其他條件一致的前提下，采用連續(xù)加工模式時(shí)，nｂ元素的偏析更嚴(yán)重，形成的Laves相更加粗大；采用準(zhǔn)連續(xù)加工模式時(shí)，Laves相則呈細(xì)小分散形態(tài)。

與Laves相一樣，δ相也屬于有害的tcP相。在Lam尤其是Lsf過程，由于冷卻速率很快且nｂ元素偏析形成了大量Laves相，δ相一般很難形成［1］。但是，在750～1000℃進(jìn)行熱處理時(shí)，δ相可在大角晶界（取向差大于15°）處形核，且在900℃時(shí)其含量達(dá)到最大值［39］。δ相的溶解溫度在1010℃左右，當(dāng)熱處理固溶溫度超過1000℃時(shí)，能溶解大部分Laves相與δ相，釋放出更多的nｂ元素形成γ′和γ″強(qiáng)化相，有利于提高試樣的力學(xué)性能［19］。

2.3晶粒結(jié)構(gòu)

在Lam的inconeL718合金的過程中，移動(dòng)熔池的熱量主要通過基板或沉積層散失，在沉積層與基底之間形成顯著的縱向溫度梯度。熔池主要以枝晶/胞晶方式凝固，在縱向溫度梯度的輔助作用下，形成典型的跨越多個(gè)沉積層的柱狀晶結(jié)構(gòu)［40］。對(duì)于fcc合金而言，晶粒生長規(guī)律主要與局部熱流方向和fcc基體的〈001〉擇優(yōu)生長方向有關(guān)。通常，晶粒在平行或近似平行最大熱流方向的其中一個(gè)〈001〉方向能夠快速生長，導(dǎo)致大部分柱狀晶粒擁有一個(gè)共同的〈001〉晶體學(xué)取向，形成典型的凝固織構(gòu)［41］。

因此，熔池幾何形狀會(huì)對(duì)晶粒生長規(guī)律產(chǎn)生顯著影響［2］。在Lam過程中，通過調(diào)控工藝參數(shù)（如激光功率、離焦量、束斑直徑、掃描速率、基板預(yù)熱溫度等）可改變?nèi)鄢販囟葓?chǎng)空間分布，從而實(shí)現(xiàn)熔池幾何形狀的調(diào)控。如果形成寬而淺的熔池，即熔池寬度與深度的比值很大，如圖7a所示，熔池底部附近區(qū)域的固液界面近似垂直于沉積方向，晶粒在溫度梯度影響下會(huì)縱向生長，形成類似于定向凝固的晶粒結(jié)構(gòu)，即大多數(shù)晶粒的〈001〉方向近似平行于沉積方向。與之相反，如果形成窄而深的熔池，如圖7ｂ所示，由于散熱方向垂直于固液界面，晶粒會(huì)根據(jù)溫度梯度調(diào)整生長方向，形成類似于激光匙孔（ＫeｙｈoLe）焊縫中的晶粒結(jié)構(gòu)［2］。

基于以上原理，Ｗei等［42］采用有限元模擬預(yù)測(cè)了掃描策略對(duì)Lsf的inconeL718合金中晶粒生長方向的影響規(guī)律。

采用單向掃描時(shí)，如圖８a所示，在每一沉積層中，最大熱流方向垂直于熔池固液界面，與掃描方向呈60°夾角；而采用雙向掃描時(shí)，如圖８ｂ所示，最大熱流方向在每一沉積層來回交替，導(dǎo)致每一層晶粒生長方向關(guān)于沉積方向交替對(duì)稱。dinda等［41］的實(shí)驗(yàn)也得出相同的結(jié)果，如圖８c所示，利用Lsf單向掃描時(shí)，晶粒生長方向幾乎都與掃描方向呈60°，形成典型的纖維織構(gòu)（fiｂerteｘture）；當(dāng)采用雙向掃描時(shí)，如圖８d所示，相鄰兩沉積層中枝晶生長方向近似垂直且關(guān)于沉積方向?qū)ΨQ，產(chǎn)生逐漸粗化的“之”字形晶粒結(jié)構(gòu)，最終獲得立方織構(gòu)（cuｂicteｘture）。

采用sLm工藝制備的inconeL718合金往往會(huì)形成平行于沉積方向的條帶狀晶粒和典型的立方織構(gòu)［43］。由圖9a、ｂ可知，對(duì)于大部分晶粒，掃描方向平行于［001］，沉積方向（Ｂd）和側(cè)向（td）分別平行于［110］和［110］。這種晶粒結(jié)構(gòu)與熔池形狀和枝晶生長方式密切相關(guān)，其形成規(guī)律可以用圖9c來表示，合理控制sLm工藝可形成窄而深的熔池。在遠(yuǎn)離熔池中心線區(qū)域，枝晶垂直于熔池界面生長，與沉積方向呈約45°夾角（區(qū)域a）；而熔池中心線附近區(qū)域，熔池邊界與沉積方向垂直，可獲得平行于沉積方向生長的枝晶，并且在相鄰層的重熔過程滿足外延生長的條件，可發(fā)展成多層外延的柱狀晶（區(qū)域Ｂ）。因此，最終形成條帶狀分布的晶粒結(jié)構(gòu)和立方織構(gòu)，這種現(xiàn)象在sLm的316L不銹鋼中也普遍存在［44］。

另外，通過調(diào)控工藝參數(shù)改變?nèi)鄢匦蚊部梢垣@得梯度分布的晶粒結(jié)構(gòu)。如圖10a所示，PoPovicｈ等［45］分別設(shè)置功率250Ｗ、掃描速率700mm/s（區(qū)域c）和功率950Ｗ、掃描速率320mm/s（區(qū)域d）來調(diào)控熔池幾何形狀，獲得了梯度分布的晶粒結(jié)構(gòu)（圖10d）。在區(qū)域c中，窄而深的熔池（圖10ｂ）導(dǎo)致了取向隨機(jī)且尺寸細(xì)小的等軸晶形成，而區(qū)域d中寬而淺的熔池（圖10c）中形成了沿著沉積方向生長的柱狀晶。由此可見，合理調(diào)控Lam工藝參數(shù)，可以實(shí)現(xiàn)梯度晶粒結(jié)構(gòu)和異質(zhì)結(jié)構(gòu)金屬材料的定制化設(shè)計(jì)。

2.4殘余應(yīng)力與微觀缺陷

在Lam層沉積過程中會(huì)產(chǎn)生大量殘余應(yīng)力，其主要來源［2，26］：（1）溫度梯度：局部加熱與冷卻引起高的溫度梯度是產(chǎn)生殘余應(yīng)力的重要因素；（2）熱膨脹：inconeL718合金的熱膨脹系數(shù)約為1×10⁵Ｋ^－1，溫度急劇升高與降低過程會(huì)導(dǎo)致熱應(yīng)變超過合金的彈性應(yīng)變極限（基板與沉積層的熱膨脹系數(shù)不一致也導(dǎo)致殘余應(yīng)力的產(chǎn)生）。圖11展示了激光增材制造inconeL718高溫合金中殘余應(yīng)力的分布特征。從宏觀層面來說，Lam過程的快速升溫與冷卻會(huì)導(dǎo)致熱應(yīng)力與凝固收縮現(xiàn)象產(chǎn)生。圖11a、ｂ分別展示了采用Lsf與sLm工藝制備inconeL718合金時(shí)殘余應(yīng)力的宏觀分布。從圖11a中不難看出，對(duì)于Lsf多層沉積后，部分重熔與熱累積效應(yīng)，導(dǎo)致在沉積層頂端沿著掃描方向會(huì)產(chǎn)生巨大拉應(yīng)力，而在基板熱影響區(qū)中則會(huì)產(chǎn)生巨大壓應(yīng)力；沿著側(cè)向，相鄰沉積層之間存在殘余拉應(yīng)力和壓應(yīng)力交替出現(xiàn)的現(xiàn)象，這是由相鄰沉積層間的凝固收縮引起的；當(dāng)沿著沉積方向時(shí)，殘余應(yīng)力在沉積層和基板熱影響區(qū)中都以壓應(yīng)力為主［46］。對(duì)于sLm工藝［47］，從圖11ｂ中可以看出，其殘余應(yīng)力分布與Lsf工藝的略有差異，尤其是沿著掃描方向和側(cè)向的應(yīng)力分布，這可能與兩種工藝參數(shù)的差異有關(guān)。從微觀層面看，局部殘余應(yīng)力超過合金的屈服強(qiáng)度，從而導(dǎo)致局部產(chǎn)生塑性變形和位錯(cuò)。由于inconeL718合金在Lam過程中主要以枝晶生長方式凝固成型，枝晶間區(qū)域作為最后凝固階段，凝固收縮應(yīng)力與枝晶間析出相析出的相變應(yīng)力相互疊加使得枝晶間區(qū)域往往存在高密度位錯(cuò)（圖11c）和殘余應(yīng)力，而且相鄰枝晶之間形成了局部取向差甚至小角晶界（圖11d）［4８］。

Lam過程產(chǎn)生的殘余拉應(yīng)力會(huì)對(duì)合金的疲勞持久性能以及耐蝕性等產(chǎn)生不利影響，還可能導(dǎo)致熱裂紋的形成。為了降低殘余應(yīng)力，多采用工藝參數(shù)調(diào)控［49］和基板預(yù)熱［50］等方法，盡管這些方法在一定程度上能降低殘余應(yīng)力，但無法完全消除殘余拉應(yīng)力。因此，還需通過一定的后處理工藝，改變合金中殘余應(yīng)力的分布狀態(tài)，提高合金的力學(xué)性能。如圖11e所示，Lesｙｋ等［51］分別研究了滾磨光整（ＢarreLfinis?ｈing，Ｂf）、超聲噴丸（uLtrasonicsｈotPeening，usP）、超聲沖擊（uLtrasonicimPacttreatment，uit）和噴丸處理（sｈotPee?ning，sP）對(duì)沉積態(tài)（as?ｂuiLt）inconeL718合金的殘余應(yīng)力分布的調(diào)控，可以看到這些表面處理技術(shù)都可以使殘余拉應(yīng)力轉(zhuǎn)變?yōu)闅堄鄩簯?yīng)力，但各技術(shù)產(chǎn)生的殘余壓應(yīng)力幅值和影響深度有所不同。此外，與以上幾種表面處理技術(shù)相比，激光沖擊強(qiáng)化（LasersｈocｋPeening，LsP）能夠更有效地增大殘余壓應(yīng)力的幅值和影響深度，提高合金的力學(xué)性能［52］。

3、激光增材制造inconeL718高溫合金的力學(xué)性能

3.1拉伸性能

前已述及，與傳統(tǒng)鑄造或鍛造工藝相比，Lam的inconeL718合金在顯微組織結(jié)構(gòu)方面具有顯著差異，因而其力學(xué)性能與傳統(tǒng)鑄態(tài)或鍛造態(tài)也有所不同。大量研究表明，采用Lam技術(shù)制備的試樣，在室溫下進(jìn)行拉伸測(cè)試時(shí)，其強(qiáng)度和延展性都介于鑄件與鍛件之間，如圖12所示。與鑄件相比，Lam是一個(gè)快速加熱與冷卻的過程，因此得到的晶粒尺寸更加細(xì)小，強(qiáng)度也更高；而與鍛件相比，Lam試樣中較高的孔隙率以及較低的γ′、γ″強(qiáng)化相含量則是其強(qiáng)度低于鍛件的主要原因。同時(shí)，不同Lam工藝得到的試樣，其性能也會(huì)有所差異。相比于Lsf技術(shù)，sLm加工過程的激光掃描速率更大，試樣的晶粒尺寸更加細(xì)小，因此其抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度更高。

由于Lam試樣中存在顯著的織構(gòu)以及大尺寸的柱狀晶粒結(jié)構(gòu)，其力學(xué)性能表現(xiàn)出各向異性。當(dāng)拉伸測(cè)試的加載方向沿著沉積方向時(shí)，試樣的屈服強(qiáng)度和抗拉強(qiáng)度更低，延展性更高；而當(dāng)拉伸加載方向垂直于沉積方向時(shí)，則會(huì)得到相反的結(jié)論［53］。Liu等［54］發(fā)現(xiàn)，試樣力學(xué)性能的各向異性與泰勒因子（taｙLorfactor）的大小相關(guān)。晶粒在變形過程中的相對(duì)強(qiáng)度通常和它們的泰勒因子有關(guān)，相對(duì)較軟的晶粒具有較小的泰勒因子；而測(cè)得的泰勒因子越大，表明其變形抗力越大。因此通過計(jì)算試樣不同方向上泰勒因子的大小，可以在一定程度上反映材料的各向異性。

Lam制備的inconeL718合金的強(qiáng)度也與強(qiáng)化相γ′和γ″的析出行為有關(guān)。由2.2節(jié)可知，在多層沉積過程中，下層沉積層由于受到多次循環(huán)熱處理而析出了密度更高、尺寸更大的γ′和γ″強(qiáng)化相，但頂部區(qū)域在快速凝固過程中沒有析出γ′和γ″強(qiáng)化相，所以樣品中下部區(qū)域強(qiáng)度更高。另一方面，Laves有害相對(duì)試樣的力學(xué)性能有顯著影響。當(dāng)Laves相含量較高時(shí)，形成γ″強(qiáng)化相所需的nｂ含量不足，試樣的強(qiáng)度較低。此外，在熱累積和復(fù)雜溫度場(chǎng)的影響下，Laves相在樣品不同沉積層的分布及形貌也不同，這也會(huì)導(dǎo)致強(qiáng)度及延展性分布不均勻［36］。

孔隙等凝固缺陷也會(huì)對(duì)試樣的力學(xué)性能產(chǎn)生不良影響。Ｚｈao等［55］將ga粉末改為PreP粉末，降低了樣品中的孔隙率，從而提高了合金的強(qiáng)度。ma等［29］發(fā)現(xiàn)，保持其他條件不變而降低輸入的能量密度，會(huì)導(dǎo)致孔隙率的增加，使合金的力學(xué)性能變差。

3.2硬度

與拉伸性能一樣，試樣的硬度也受到Lam工藝類型的影響。與Lsf相比，sLm樣品中的枝晶/胞晶組織更加細(xì)小，因此硬度也更高。然而，不同于拉伸性能的各向異性，在平行或垂直于沉積方向的硬度值差異很小。Ｚｈang等［6８］發(fā)現(xiàn)沿著沉積方向，試樣的硬度均勻分布在300Ｈv左右。而有一些研究表明，受加工參數(shù)影響，硬度在不同高度上可能存在不均勻分布。例如，Li等［69］發(fā)現(xiàn)，Lam試樣中、下部硬度相當(dāng)，分別為3８5Ｈv、3８1Ｈv，但在頂部區(qū)域則為29８Ｈv，這與γ′和γ″強(qiáng)化相的吸儲(chǔ)行為有關(guān)。

同樣地，Lam工藝參數(shù)（如掃描策略、輸入能量等）也對(duì)試樣硬度有顯著影響。stevens等［70］發(fā)現(xiàn)，nｂ元素偏析隨著激光功率的增加而加重，使得Laves相的含量增加，強(qiáng)化相γ″中nｂ含量降低，從而使試樣硬度降低。amirJan等［71］發(fā)現(xiàn)，保持其他條件不變，采用連續(xù)掃描時(shí)，得到的組織更加細(xì)小，強(qiáng)化相含量和硬度值更高；而采用“島狀”掃描時(shí)，能夠釋放更多的殘余應(yīng)力，從而使試樣硬度降低。

4、結(jié)語與展望

相較于傳統(tǒng)鑄造、鍛造技術(shù)，Lam技術(shù)因其自由設(shè)計(jì)、近凈成型等獨(dú)特優(yōu)勢(shì)，在制備inconeL718高溫合金復(fù)雜精密零件方面具有廣泛的應(yīng)用前景。鑒于采用Lam技術(shù)的材料內(nèi)部組織結(jié)構(gòu)表現(xiàn)出與工藝參數(shù)密切相關(guān)的跨尺度特性，且決定了材料的宏觀力學(xué)性能，構(gòu)建“工藝參數(shù)?顯微組織結(jié)構(gòu)?力學(xué)性能”本構(gòu)關(guān)系，是實(shí)現(xiàn)inconeL718合金的控型控性增材制造的基礎(chǔ)。

Lam的inconeL718材料中往往出現(xiàn)多級(jí)分層結(jié)構(gòu)，如熔合線、晶界、小角晶界、枝晶/胞晶、元素偏析、位錯(cuò)、析出相等，這些組織結(jié)構(gòu)對(duì)力學(xué)性能產(chǎn)生重要影響。Lam的快速冷卻過程導(dǎo)致inconeL718合金的凝固組織以枝晶或胞晶生長為主，且其尺寸與激光能量密度呈線性正相關(guān)。凝固枝晶/胞晶的競爭生長往往導(dǎo)致顯著的大尺寸柱狀晶粒和織構(gòu)的形成，引發(fā)合金力學(xué)性能的各向異性。為此，借助其他技術(shù)手段，如利用原位超聲處理細(xì)化晶粒［72］或增加輔助熱源［73］調(diào)控溫度場(chǎng)分布，抑制柱狀晶生長，從而能夠?qū)崿F(xiàn)inconeL718高溫合金力學(xué)性能的均勻性。此外，γ″和γ′相組成元素在枝晶/胞晶間區(qū)域偏析，使得枝晶間產(chǎn)生Laves相和mc碳化物等共晶產(chǎn)物，在層層累積的熱循環(huán)影響下不斷發(fā)生固態(tài)相變。固態(tài)相變應(yīng)力與熱應(yīng)力疊加導(dǎo)致最終形成的材料內(nèi)部存在較大的殘余拉應(yīng)力，對(duì)其持久性能不利，因而對(duì)于Lam制備的inconeL718合金，還需要對(duì)其應(yīng)力狀態(tài)進(jìn)行調(diào)控，比如利用激光沖擊強(qiáng)化等先進(jìn)表面處理技術(shù)改善合金表層的應(yīng)力狀態(tài)，從而實(shí)現(xiàn)合金力學(xué)性能的有效提升。總之，必須從顯微組織結(jié)構(gòu)的形成和演化規(guī)律入手，結(jié)合Lam工藝參數(shù)調(diào)控和后處理技術(shù)，實(shí)現(xiàn)inconeL718合金的高質(zhì)量增材制造。

參考文獻(xiàn)

1ＷangＸ，gongＸ，cｈouＫ.ProceedingsoftｈeinstitutionofmecｈanicaLengineersPartＢ，2017，231（11），1８90.

2deｂroｙt，ＷeiＨL，ＺuｂacｋJs.ProgressinmateriaLsscience，201８，92，112.

3Liuf，LinＸ，Ｈuangc，etaL.JournaLofaLLoｙsandcomPounds，2011，509（13），4505.

4Ｗeic，guＨ，sunＺ，etaL.additivemanufacturing，2019，29，100８1８.

5fraｚierＷe.JournaLofmateriaLsengineeringandPerformance，2014，23（6），1917.

6Ｈosseinie，PoPovicｈva.additivemanufacturing，2019，30，100８77.

7JiaＱ，gud.JournaLofaLLoｙsandcomPounds，2014，5８5，713.

８suis，cｈenJ，Ｚｈangr，etaL.materiaLsscienceandengineeringa，2017，6８８（2），4８0.

9LiＺL.comPositionaLvariationininconeL718aLLoｙfaｂricatedｂｙseLectiveLasermeLting.master'stｈesis，ＨarｂininstituteoftecｈnoLogｙ，cｈina，2016（incｈinese）.

李珠玲.選區(qū)激光熔化in718合金的成分變化規(guī)律.碩士學(xué)位論文，哈爾濱工業(yè)大學(xué)，2016.

10JuiLLetc，oudrissa，ＢaLmainJ，etaL.corrosionscience，201８，142，266.

11aｙdin?ｚme，Ｂrennef，scｈaPerm，etaL.materiaLsscienceandengi?neeringa，2016，669，246.

12ＸiaoＨ，Lism，ＸiaoＷJ，etaL.materiaLsLetters，2017，1８８，260.

13dengd，PengrL，ＢrodinＨ，etaL.materiaLsscienceandengineeringa，201８，713，294.

14ＱiＨ，aｚerm，rittera.metaLLurgicaLandmateriaLstransactionsa，2009，40（10），2410.

15suis，tanＨ，cｈenJ，etaL.actamateriaLia，2019，164，413.

16caogＨ，suntＹ，ＷangcＨ，etaL.materiaLscｈaracteriｚation，201８，136，39８.

17strondLa，fiscｈerr，frommeｙerg，etaL.materiaLsscienceandengi?neeringa，200８，4８0（1?2），13８.

1８siJＹ，Liuf.materiaLsrePortsＢ：researcｈPaPers，2013，27（2），８9（incｈinese）.

司家勇，劉鋒.材料導(dǎo)報(bào)：研究篇，2013，27（2），８9.

19aｚadians，ＷeiLＹ，Ｗarrenr.materiaLscｈaracteriｚation，2004，53（1），7.

20Ｚｈangdm，cuiＨc，ＹangsL，etaL.materiaLsrePortsＢ：researcｈPaPers，2016，30（4），96（incｈinese）.

張冬梅，崔海超，楊尚磊，等.材料導(dǎo)報(bào)：研究篇，2016，30（4），96.

21sundararamanm，muｋｈoPadｈｙaｙP.ＨigｈtemPeraturemateriaLsandProcesses，1993，11（1?4），351.

22dingrg，ＨuangＺＷ，LiＨＹ，etaL.materiaLscｈaracteriｚation，2015，106，324.

23ＺｈuＺg，anＸＨ，LuＷJ，etaL.materiaLsresearcｈLetters，2019，7（11），453.

24ＫuoＹL，Ｈoriｋaｗas，ＫaｋeｈiＫ.materiaLsanddesign，2017，116，411.

25LiＸ，sｈiJJ，ＷangcＨ，etaL.JournaLofaLLoｙsandcomPounds，201８，764，639.

26Ｚｈangd，niuＷ，caoＸ，etaL.materiaLsscienceandengineeringa，2015，644，32.

27ramaｋrisｈnanP.indianＷeLdingJournaL，1972，4（3），８9.

2８ＺｈangＹc.studiesoncomPonentsegregationandstrengtｈeningmecｈa?nismofLasercLaddinginconeL718aLLoｙcoating.Pｈ.d.tｈesis，sｈangｈaiJiaotonguniversitｙ，cｈina，2013（incｈinese）.

張堯成.激光熔覆inconeL718合金涂層的成分偏聚與強(qiáng)化機(jī)理研究.博士學(xué)位論文，上海交通大學(xué)，2013.

29mam，ＷangＺ，ＺengＸ.materiaLscｈaracteriｚation，2015，106，420.

30nieP，oJooa，LiＺ.actamateriaLia，2014，77，８5.

31deｈoffrr，Ｋirｋam，samesＷJ，etaL.materiaLsscienceandtecｈnoLo?gｙ，2015，31（８），931.

32roeｈLingtt，Ｗu(yù)ssＱ，ＫｈairaLLaｈsa，etaL.actamateriaLia，2017，12８，197.

33ＸiaoＨ.microstructurecontroLanditsmecｈanismsduringLaseadditivemanufacturingofinconeL718.Pｈ.d.tｈesis，Ｈunanuniversitｙ，cｈina，

2017（incｈinese）.

肖輝.激光增材制造inconeL718合金凝固組織調(diào)控及機(jī)理研究.博士學(xué)位論文，湖南大學(xué)，2017.

34Liuf，LinＸ，LengＨ，etaL.oPticsandLasertecｈnoLogｙ，2013，45（1），330.

35Ｈasｈmis.comPreｈensivemateriaLsProcessing，eLsevierPress，netｈer?Lands，2014.PP.221

36ＫistLerna，nassarar，reutｚeLeＷ，etaL.JournaLofLaseraPPLica?tions，2017，29（2），022005

37tianＹ，mcaLListerd，coLiJnＨ，etaL.metaLLurgicaLandmateriaLstran?sactionsa，2014，45（10），4470.

3８cｈenＹ，Luf，ＺｈangＫ，etaL.JournaLofaLLoｙsandcomPounds，2016，670，312.39ParimiLL，ravig，cLarｋd，etaL.materiaLscｈaracteriｚation，2014，

８9，102.

40LiＹ.unraveLingtｈemecｈanismsofcoLumnartoeｑuiaｘedtransition，ｈotcracｋingandrecrｙstaLLiｚationinni?ｂasedsuPeraLLoｙdＺ125LfaｂricatedｂｙLaseradditivemanufacturing.Pｈ.d.tｈesis，Ｘi,anJiaotonguniversitｙ，cｈina，201８（incｈinese）.

李堯.激光增材制造鎳基高溫合金dＺ125L柱狀晶向等軸晶轉(zhuǎn)變、熱裂紋和再結(jié)晶的機(jī)理研究.博士學(xué)位論文，西安交通大學(xué)，201８.

41dindagP，dasguPtaaＫ，maｚumderJ.scriPtamateriaLia，2012，67（5），503.

42ＷeiＨL，maｚumderJ，deｂroｙt.scientificrePorts，2015，5，1.

43ＷanＨＹ，ＺｈouＺJ，LicP，etaL.JournaLofmateriaLsscienceandtecｈnoLogｙ，201８，34（10），1799.

44marattuｋaLamJJ，ＫarLssond，Pacｈecov，etaL.materiaLsanddesign，2020，193，10８８52.

45PoPovicｈva，Ｂorisovev，PoPovicｈaa，etaL.materiaLsanddesign，2017，114，441.

46muｋｈerJeet，ＺｈangＷ，deｂroｙt.comPutationaLmateriaLsscience，2017，126，360.

47nadammaLn，caｂeｚas，misｈurovat，etaL.materiaLsanddesign，2017，134，139.

4８ＹooＹsJ，Ｂooｋta，sangidmd，etaL.materiaLsscienceandengi?neeringa，201８，724，444.

49muｋｈerJeet，manvatｋarv，dea，etaL.scriPtamateriaLia，2017，127，79.

50Ｙongc，ＺｈongｘuＸ，ＨaiｈongＺ，etaL.raPidPrototｙPingJournaL，2019，25（4），792.

51Lesｙｋda，martineｚs，mordｙuｋＢn，etaL.surfaceandcoatingstecｈ?noLogｙ，2020，3８1，125136.

52giLLa，teLanga，mannavasr，etaL.materiaLsscienceandengineeringa，2013，576，346.

53nim，cｈenc，ＷangＸ，etaL.materiaLsscienceandengineeringa，2017，701，344.

54LiusＹ，LiＨＱ，ＱincＸ，etaL.materiaLs＆design，2020，191，10８642.

55ＺｈaoＸ，cｈenJ，LinＸ，etaL.materiaLsscienceandengineeringa，200８，47８（1?2），119.

56PoPovicｈva，Ｂorisovev，PoPovicｈaa，etaL.materiaLsanddesign，2017，131，12.

57str??nerJ，terocｋm，gLatｚeLu.advancedengineeringmateriaLs，2015，17（８），1099.

5８Ｋirｋamm，medinaf，deｈoffr，etaL.materiaLsscienceandenginee?ringa，2017，6８0，33８.

59PoPovicｈaa，sufiiarovvs，PoLoｚovia，etaL.Ｋeｙengineeringmate?riaLs，2015，651?653，665.

60strondLa，PaLmm，gnauｋJ，etaL.materiaLsscienceandtecｈnoLogｙ，2011，27（5），８76.

61LuＹ，Ｗu(yù)s，ganＹ，etaL.oPticsandLasertecｈnoLogｙ，2015，75，197.

62ＢLacｋｗeLLPL.JournaLofmateriaLsProcessingtecｈnoLogｙ，2005，170（1?2），240.

63Ｚｈongc，gassera，ＫitteLJ，etaL.materiaLsanddesign，2016，9８，12８.

64ragｈavans，ＺｈangＢ，ＷangP，etaL.materiaLsandmanufacturingProcesses，2017，32（14），15８８.

65cｈLeｂuse，gruｂerＫ，Ｋuｚ＇nicｋaＢ，etaL.materiaLsscienceandengineer?inga，2015，639，647.

66samesＷJ，unocicＫa，deｈoffrr，etaL.JournaLofmateriaLsre?searcｈ，2014，29（17），1920.

67ivanovd，travｙanova，PetrovsｋiｙP，etaL.additivemanufacturing，2017，1８，269.

6８ＺｈangＱL，ＹaoJＨ，maｚumderJ.JournaLofironandsteeLresearcｈin?ternationaL，2011，1８（4），73.

69LiＺ，cｈenJ，suis，etaL.additivemanufacturing，2020，31，100941.

70stevenseL，tomanJ，toac，etaL.materiaLsanddesign，2017，119，1８８.

71amirJanm，saｋianiＨ.internationaLJournaLofadvancedmanufacturingtecｈnoLogｙ，2019，103，1769.

72todarocJ，eastonma，Ｑiud，etaL.naturecommunications，2020，11（1），142.

73fanＷ，tanＨ，LinＸ，etaL.materiaLs＆design，201８，160，1096.

楊浩，2019年6月畢業(yè)于攀枝花學(xué)院，獲得工學(xué)學(xué)士學(xué)位。現(xiàn)為長安大學(xué)材料科學(xué)與工程學(xué)院碩士研究生，在郝建民教授及李堯博士的指導(dǎo)下進(jìn)行研究。目前主要研究領(lǐng)域?yàn)榧す庠霾闹圃戽嚮邷睾辖稹?/span>

李堯，長安大學(xué)材料科學(xué)與工程學(xué)院講師，碩士研究生導(dǎo)師。201８年6月獲得西安交通大學(xué)材料科學(xué)與工程專業(yè)博士學(xué)位。近年來主要從事高能束（激光和電子束）焊接/增材制造鎳基高溫合金和難熔金屬間化合物的顯微組織與力學(xué)性能本構(gòu)關(guān)系的研究，同時(shí)致力于同步輻射先進(jìn)表征技術(shù)在材料學(xué)科的應(yīng)用與軟件開發(fā)。目前在國外學(xué)術(shù)刊物上發(fā)表sci論文20余篇，包括naturecommunications，additivemanufacturing，aPPLiedPｈｙsics

Letters，materiaLs＆design等國際知名期刊，其中一篇入選esi高被引論文。此外，獲得已授權(quán)計(jì)算機(jī)軟件著作權(quán)2項(xiàng)。