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江苏激光联盟导读： 航空航天是增材制造制造（AM）发展的关键市场驱动力，本研究对LPBF和LDED等技术进行关键和深入的评估。本文为第四部分。 4.镍基高温合金的LAM 4.1. 出身背景 高温合金是20世纪40年代开发的一种新型航空金属材料，可在600–1100°C温度下长时间可靠运行，同时在这些条件下可抵抗氧化和热腐蚀。它主要用于航空发动机的热段，用于涡轮叶片、导叶、涡轮盘、燃烧室等零件。它也是一种重要的结构材料，广泛应用于核能、交通和化工行业。在航空发动机工业中，不断需要具有更高工作温度和更好高温机械性能的高温合金来制造热效率和推力重量比更高的航空发动机和燃气轮机。为了实现这一目标，高温合金倾向于向单晶微观结构方向发展，单晶微观结构具有优异的高温性能，如图17a所示。  图17（a） 涡轮机材料性能的演变。（b） 不同种类高温合金的应力断裂强度。（c） 不同合金元素在镍基高温合金中的作用 高温合金可分为镍基、铁基和钴基合金。其中，钴基高温合金具有最高的熔化温度，而镍基高温合金在低至1204°C的温度下表现出初期熔化。尽管如此，与其他高温合金相比，镍基高温合金可以在更高的温度下工作。从图17b可以看出，沉淀强化镍基高温合金相对于其他高温合金具有最佳的应力断裂强度。这主要归因于各种强化效果，如固溶强化、沉淀强化等，这些强化效果是由溶解在镍基体中的各种合金元素产生的，如图17c所示。因此，镍基高温合金更适合在航空发动机和燃气轮机的恶劣环境（如高温、复杂应力和氧化）中工作。  不同溶液浸泡下页岩岩心形态的变化将四个人工页岩岩芯分别浸入0.3%仿生井筒增强剂、7%KCl、1%Ultrahib（MI-SWACO高性能多胺抑制剂）和1%多胺（HPA）溶液中，观察岩芯形态随时间的变化，结果如图。 推重比是飞机发动机的关键性能指标，而减轻重量是提高推重比的最有效方法之一。LAM技术提供了一种可靠和可行的方法，通过使用优化和复杂结构的重新设计组件的近净成形制造来减轻重量。因此，LAM技术与镍基高温合金的结合引起了越来越多的关注，据报告，采用LAM技术制造的23种不同类型的镍基高温合金的工作如表7。 表7 LAM技术制备的镍基高温合金中元素的组成(wt. %)。  在本综述的基础上，本工作将涵盖镍基高温合金的LPBF和LDED，力求对镍基高温合金LAM中的常见问题进行更全面的讨论，如裂纹、孔隙率以及微观结构、机械性能和后热处理工艺之间的关系。 值得注意的是，一些单晶镍基高温合金（如CMSX-4、DD5）已被研究过，这可能是由于使用LDED工艺进行修复应用的可能性。对于类似于涡轮叶片的零件，其要求良好的单向机械性能，横向晶界的存在（垂直于施加的载荷）对高温下的性能有害。因此，定向凝固或单晶材料的制造至关重要。LAM技术的可控固化条件的特点为此类材料的制备奠定了良好的基础。然而，目前在通过LDED制备单晶高温合金方面缺乏研究。 4.2. 处理窗口 在LAM处理的镍基高温合金中，偶尔会出现热裂纹、气孔等缺陷的形成。镍基高温合金中存在的热裂纹通常由液化裂纹和凝固裂纹组成。通常认为，当Al+Ti含量高于某个临界值（通常认为为∼4 wt%）。图18中的曲线图显示了表7中显示的高温合金的可焊性与Al+Ti水平的关系。枝晶间区域低熔点共晶的局部熔化和随后的撕裂，如IN738LC和DZ4125等γ′强化镍基高温合金中的γ-γ′共晶，有助于液化裂纹的萌生。  图18 镍基高温合金的可焊性随Al和Ti含量的变化。 至于凝固裂纹，Zhou等人指出，它起源于半开放的缩孔，其形成归因于高温碳化物或发达的枝晶，抑制了液态熔体的填充过程，如图19所示。此外，据报道，低熔点共晶和凝固温度范围对凝固裂纹的形成有影响。Cloots等人指出，Zr元素的存在被认为是凝固开裂的一个可能原因，因为它降低了固相线温度并提高了IN738LC的凝固温度范围。Hu等人指出，凝固温度范围的增加会增加镍基高温合金IN625的凝固裂纹敏感性，通过增加低熔点γ-Laves共晶的含量，降低凝固温度范围，促进填充过程，可以抑制凝固裂纹的形成。  图19 研究了凝固裂纹的形成机理 从本质上讲，热裂纹主要是由内应力引起的液膜撕裂引起的。在此基础上，消除热裂纹主要有三种机制。第一种方法是尽可能提高冷却速度，使液膜在被撕裂之前凝固。第二种方法是适当降低冷却速度，以便有足够的液体熔体填充破碎的液膜。最后是降低内应力水平，使其不会撕裂液膜。根据上述三种机理，已经开发了多种方法来减少实际LAM工艺中的热裂纹。表8总结了自2016年以来用于解决热裂问题的方法。其中，对基板进行预热是最常见的方式。 表8 总结用于解决热裂问题的方法。  孔隙的形成与所采用的工艺参数密切相关。通常有三种方法来评估LAM过程中的能量输入，即线性能量密度（LED）、面积能量密度（AED）和体积能量密度（VED）。 这三个表达式的公式分别为P/V、P/（V·d）和P/（V·h·t）。这里，P表示激光功率，V表示扫描速度，d表示激光光斑直径，h表示阴影距离，t表示LPBF的层厚度或LDED的ΔZ。工艺参数与竣工微观结构中生成孔隙度含量之间的关系如补充表S2所示 补充表S2 采用激光增材法制备的IN625和IN718的工艺参数及其产生的孔隙率   从补充表S2中可以发现，使用最广泛的方法是VED。此外，对镍基高温合金中孔隙率的研究集中在IN625和IN718中。以IN718为例,从图20a可以观察到，孔隙率水平首先降低，然后几乎保持不变，并随着VED的增加再次增加。这种关系在LPBF过程中更为明显。  图20 孔隙率与(a)体积能量密度(VED)、(b)面积能量密度(AED)和(c)线性能量密度(LED)之间的关系。 然而，孔隙度和AED或LED之间没有明显的关系。表9显示了密度高于99.5%（孔隙度低于0.5%）的LPBFed样品的工艺参数。可以观察到，用于获得致密LPBFed镍基高温合金样品的VED范围为45至145 J/mm3，这意味着具有低裂纹敏感性的镍基高温合金具有相对较宽的加工范围。 表9 孔隙度低于0.5%的LPBF制造样品的工艺参数。  值得注意的是，关于LDED工艺孔隙度的报告明显小于LPBF工艺。这与这两种技术的工艺特点有关。LDED是一种送粉激光增材制造技术。已经报道了LDED过程中的两种孔隙形成机制：过程中粉末和环境中的截留气体以及凝固过程中液体材料收缩产生的缩孔。 气体雾化（GA）粉末是LDED工艺中使用最广泛的粉末之一，其中含有大量卫星状粉末颗粒（蓝色箭头）、不规则形状颗粒（绿色箭头）和空心颗粒（橙色箭头），如图21所示。在沉积层内形成孔隙是很常见的。当采用等离子旋转电极法（PREP）粉末替代时，这种情况可以得到改善。制备粉末比GA粉末具有更高的圆度。  图21 LDED过程中使用的粉末及其产生的微观结构。(a)和(c)气体雾化(GA)粉末。(b)和(d)等离子旋转电极工艺(PREP)粉末。 Xia等人发现，扫描速度在确定LPBF制造的Inconel 718高温合金中的孔隙率方面起着至关重要的作用。他们指出，高扫描速度导致低能量输入，降低穿透深度和熔池寿命。较小的熔透深度导致层间的冶金结合较弱，而较低的熔池寿命使气孔的逸出时间缩短，从而增加了最终微观结构中的冶金气孔。此外，据报道，LDED工艺中的超声波振动辅助可成功减少孔隙率甚至微裂纹。 4.3. 显微组织特征与第二相 镍基高温合金的微观结构以粗大和外延柱状晶粒为特征，平行于构建方向生长，略微倾斜于激光扫描方向，如图22所示。这种现象可以用柱状晶粒生长方向与热流方向相反来解释。在LDED过程中，热量主要通过基板或预打印层散发，因此热流方向主要沿垂直方向，并略微倾斜于相反的激光扫描方向。 图22 镍基高温合金的典型组织。(a) LDED制备的IN718[193]。(b)柱状晶粒形成示意图。(c) LPBF制备的IN718 有趣的是，与LDED微观结构相比，图22c所示的LPBFed微观结构中的倾斜现象并不十分明显。这可能归因于较小熔池中相对较强的对流导致复杂的热流方向。尽管如此，LPBFed微观结构仍然由沿构建方向外延生长的柱状晶粒控制。基于上述阐述，可以确定柱状晶粒的特征，如尺寸、晶粒生长方向等，可以通过改变能量输入或扫描策略来调整。 众所周知，PDA由凝固条件（温度梯度和凝固速度）决定，可以用Kurz-Fisher模型表示： 其中△Tn表示非平衡凝固范围，D表示液体中的扩散系数（对于多组分合金，D可视为液体中的平衡扩散系数），T表示吉布斯-汤姆逊系数，△T0平衡凝固范围和K0平衡分布系数。LAM技术的快速凝固特性（冷却速度范围为103–107 K/s）导致PDA比铸件的PDA小至少两个数量级。 凝固组织由凝固条件决定。控制不同晶粒形态的能力是研究人员非常感兴趣的，因为它有助于材料在不同使用环境中的应用。例如，集成整体叶盘的中间部分需要各向同性性能，因此需要选择等轴晶粒。然而，叶片也要求具有优异的定向性能，且首选单晶微观结构。 最近，据报道，尽管Inconel718不是一种具有定向凝固微观结构的设计材料，但通过电子束熔炼成功制备了单晶Inconel 718高温合金。此外，定制微观结构，即特定位置的特定微观结构，也可以通过电子束添加剂制造实现。从理论上讲，尽管缺乏相关报告，但LAM也可以实现这种精细的凝固微观结构控制。这意味着AM技术可以为合金多样化凝固组织的发展带来新的机遇。 增材制造工艺是在一层一层的基础上制造零件。将一层钛粉熔化固化后，再对后续几层重复上述步骤。在电子束枪内，钨丝白炽并沸腾出电子云（如上图）。这些电子以大约一半光速的速度通过电子枪。两个磁场组织并引导快速移动的电子。第一个就像一个磁性透镜，将光束聚焦到所需的直径。第二磁场使聚焦光束偏转到粉床上的目标点。当高速电子撞击金属粉末时，动能瞬间转化为热能。提高熔点以上的温度，电子束迅速液化钛粉。 改变凝固组织的技术与新晶粒的形成密切相关。随着更多的新晶粒形成，等轴晶组织更容易获得。根据凝固理论，过冷度对新晶粒的形成起着至关重要的作用。一个典型的例子是，在Ti-6Al-4V合金中添加0.9 wt%的微量镍可以显著提高合金的成分过冷度∼3K至∼600 K，导致显著细化晶粒和α板条，以及超高屈服强度。 为了预测晶粒形态，Kurz等人开发了一个二元成分体系模型，然后Lin等人将该模型扩展到多成分体系。Hu等人在Inconel 625和Deng等人在Ti合金中对修改后的模型进行了实验验证。 其中N0表示成核点的数量，∅是等轴晶粒的体积分数。当（11）的左项大于右项时，柱状晶粒占优势。否则，等轴晶将占主导地位。他们利用这个模型成功地预测了激光烧结镍基单晶高温合金的晶粒形态。尽管上述模型具有良好的实用性，但由于LAM是一个包含多尺度和多物理现象的复杂过程，它们仍然无法预测微观结构细节，如晶粒尺寸、织构、相组成。 高冷却速率的另一个优点是不存在宏观偏析。层状组织中仅存在微观偏析。这些独特的微观结构特征为快速消除偏析和有害相提供了良好的基础。Sui等人指出，在1100°C温度下仅保持5分钟后，Lded IN718中富含Nb的Laves相消失，这比铸件中的快得多（在相同温度下通常需要10小时）。 镍基高温合金中使用的元素种类很多，它们之间的相互作用会产生不同的第二相。表10显示了镍基高温合金中观察到的第二相。在层状镍基高温合金中，第二相的特征和分布与铸锻件中的有很大的不同。例如，IN718中尺寸为几微米的Laves相由于Nb偏析在枝晶间区域形成。LAMed诱导的Laves相比铸造中形成的Laves相小得多（通常为几十微米）。 表10 镍基高温合金中观察到的第二相 此外，尺寸为∼65nm，主要集中在Laves相周围，如图23a所示。然而，在锻造零件中，γ“相的尺寸通常在30-50nm范围内，分布均匀。微观结构特征将影响后续HT计划的设计，这将进一步影响机械性能。 图23 (a) ldd -builtIN718的第二阶段。(疤痕条= 1 μm)。γ′和γ′相在枝晶间Laves相周围析出。(b)[001]区域轴的衍射图显示γ′和γ″的存在。(c)(110)反射得到的γ′暗场图像。(d)(11/2 0)反射得到的γ″暗场图像。 本文将对几个主要的二次析出相进行进一步详细的阐述。在IN738LC、DZ4125、Haynes282等多种镍基高温合金中，γ′相是主要的强化颗粒。γ′相与基体之间的晶格失配量一般在0 - 0.5%之间，这取决于其尺寸。较低的晶格失配导致较低的界面能。因此，γ′相在高温下具有良好的稳定性和强化作用。 在镍基高温合金中，γ′相通常呈长方体形状，但改变Mo含量和Al/Ti比值会改变γ′相的形貌。图23b显示了γ′相与基体之间的取向关系，图23c描绘了经熔融处理的IN718高温合金中γ′相的形态。 虽然IN625是固溶强化的高温合金，但γ”相是IN718中主要的强化析出相，高温后在IN625中也有γ”相的析出。γ”相为体心四方结构(顺序为D022)，呈圆盘状，其c轴垂直于圆盘表面。γ′相与基体的晶格失配量一般为3 - 5%，略大于γ′相与基体的晶格失配量。这是γ′相增强效果优于γ′相的主要原因。而γ′相为亚稳粒子，在650℃以上易发生粗化，向稳定的δ相转变，导致机械性能性能下降。因此，IN718的工作温度通常在650℃以下。图23d显示了LDEDed IN718高温合金中γ′相的形貌。 如图，裂纹的速度扩展到一定程度的上下湍流，裂纹扩展的传播路径不稳定。这个现象可以用两种方式来解释。首先是准脆性材料的共性。脆性材料和准脆性材料断裂后，裂纹扩展速度非常快。当裂纹扩展速度达到某一临界值时，裂纹扩展速度开始振荡。扩展截面上有一个抛物线形沟槽，裂纹扩展路径上的数值也不确定。 当γ′相达到平衡时，δ相形成，并以针状、短杆状或针状的形态析出。一般认为，锻造IN718的δ相倾向于晶界/孪晶界上的非均匀析出和晶内的均匀析出。在LDEDed IN718中，δ相倾向于在枝晶间Laves相周围析出，并保持短针状或短棒状形貌。 Laves相是镍基高温合金中另一种常见的颗粒沉淀，如IN718和IN625，其晶体结构通常被认为是六角C14。它形成于凝固过程接近尾声的枝晶间区域，尺寸为微米级，形态不规则。传统上，Laves相被认为是一种有害的沉淀，并已被证明对室温拉伸、高温蠕变和高周疲劳性能有害，因为它是裂纹的起裂点，加速了裂纹的扩展。然而，Sui等人指出，Laves相对力学性能的影响与其形貌和尺寸密切相关。 通过在高温后调整其特性，他们发现，通过拥有一定数量的粒状和亚微米级Laves相，LDEDed IN718有可能获得最佳的强度和延展性组合。考虑到Laves相本身具有优异的高温力学性能，可以推断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相与矩阵之间存在方位关系(图25)。值得注意的是，取向关系随Laves相的大小而变化。上述结果表明，通过改变Laves相的特征，可以将其作为一种有益的沉淀。 图25 TEM BF和SAED图像显示Laves相。(一)竣工层。(b)激光抛光层。 4.4 机械性能 4.1.1 室温性能 室温拉伸性能是表征镍基高温合金性能最常用的指标之一。图26总结了近五年来片状镍基高温合金的室温拉伸性能。从汇总图中可以得出三条不同的信息。首先，有关层状镍基高温合金室温拉伸性能的相关报告主要集中在IN718、IN625和HastelloyX上，可能是因为它们更容易制造出致密且无缺陷的微观结构。然而，另一个镍基高温合金，如γ′强化合金，更容易开裂，或者其单晶合金也更容易产生杂化晶粒。因此，很难获得无缺陷镀层或理想的微观结构，对这些高温合金的大多数研究旨在解决开裂问题或消除裂纹杂交谷物。 图26 镍基高温合金的室温拉伸性能(IN625和哈氏合金的数据包括建成状态和热处理后状态)。 其次，热处理前后IN718的室温拉伸性能存在显著差异。这归因于主要强化颗粒（γ“相）的沉淀行为。只有经过精心定制的时效处理后，γ“相才会完全沉淀，从而提高强度。表11显示了近期文献中采用的HT计划以及锻造中使用的标准工艺。考虑到镍基高温合金通常在高温下使用，且晶界通常被视为变形机制中的薄弱环节，因此柱状晶组织比等轴晶更有利。通过这种方式，制定适当的热处理方案，以有效强化合金，同时保留成柱状晶粒，是未来需要更多关注的潜在研究方向之一。 表11 文献中采用的IN718高温合金的热处理规程。 第三，IN625、Hastelloy X（IN625和HastelloyX的竣工和后热处理）和竣工IN718的机械性能几乎相同。考虑到IN625和Hastelloy X都是固溶体强化高温合金，而IN718只有少量在竣工状态下形成的强化相，这是合理的。这进一步反映了强化相对提高镍基高温合金力学性能的重要性。如第3.3.3节所述，镍基高温合金的强化机制类似于先进高强度钢。 第二相粒子不仅影响合金的强度，而且影响合金的塑性。在镍基高温合金中，微米尺寸的二次粒子（如Laves相和碳化物）是微裂纹容易产生的常见部位。通过将破碎颗粒或颗粒-基体界面视为微裂纹，并假设微裂纹以立方阵列排列，第二相对延性的影响可通过以下等式表示： 其中，ε ~ E(θ)代表归一化系数的有效值，当θ=0时，ε是一个常数，I和h是应变硬化指数n的函数。λf和rf分别表示微裂纹的间距和半径，εc是连接两个相邻微裂纹的韧带的临界应变。Liu等和Song等建立了适用于含多个二次相颗粒合金的模型。以IN718为例，建立的模型如下: 图27清楚地显示了镍基高温合金的显微硬度和屈服强度之间的线性关系，其中屈服强度随显微硬度单调增加。这意味着显微硬度值在一定程度上可以反映镍基高温合金的强度。考虑到显微硬度试验的试样制备和测量比拉伸试验容易得多，因此在优化显微组织时，通过显微硬度值来评估力学性能是一种快速有效的方法。Cahoon等人指出，当屈服强度单位为MPa时，材料的显微硬度屈服强度关系可表示为 图27 镍基高温合金显微硬度与屈服强度的关系。 其中n是应变硬化指数。当合金的n值不同时，即使显微硬度值相同，屈服强度也应不同。然而，图27中的拟合方程表明，对于不同类型的镍基高温合金，显微硬度和屈服强度之间的关系几乎是一致的（R2值较高）。因此，有理由认为，不同镍基高温合金的应变硬化指数值将相当接近。通过对图27中的数据进行线性曲线拟合，Y截距设置为0，关系为YS=2.2637H，镍基高温合金的n值计算为0.1598。 各向异性力学性能是层状试样中常见的现象。Tomus等人指出，枝晶和熔池边界是LPBFed Hastelloy X中观察到各向异性力学性能的主要原因。然而，对于没有明显熔池边界的Lded IN718，强度和延展性的各向异性归因于柱状晶粒的存在。此外，还证明了由于缺乏熔合而产生的孔隙率是各向异性现象的原因。 表12 研究了IN718和哈氏合金X在水平和垂直方向上的室温拉伸性能。(水平方向表示垂直于构建方向，而垂直方向表示平行于构建方向)。 表12总结了近年来报道的IN718和Hastelloy X在水平和垂直方向的室温拉伸性能。可以观察到，竣工样品中存在明显的各向异性。具体而言，水平方向的强度高于垂直方向的强度，而延性则明显相反。高温超导后，各向异性程度降低，但不会消除。当使用相同的LAM参数沉积时，水平试样仍然表现出较高的强度和较低的延展性。力学性能的各向异性表明，即使高温固溶热处理可以消除具有强织构的柱状晶粒，镍基高温合金原始组织的不均匀性也很难通过热处理后消除。这可能是因为即使在热处理后，也存在不均匀的微观结构，这是由不均匀的竣工微观结构和不均匀分布的残余应力造成的。例如，熔池重叠区域和非重叠区域中的晶粒不同。 4.4.2. 高温性能 不同类型的镍基高温合金具有不同的高温拉伸性能，如图28所示。固溶体强化高温合金的强度最低，而γ“强化高温合金的强度最高。由于数据有限，无法根据现有实验结果判断γ′强化高温合金的高温拉伸性能范围。γ“相的强化效果优于γ′，因为前者与基体的晶格失配程度较高。 虽然预计γ“强化高温合金的高温拉伸性能优于γ′强化高温合金，但在较高温度（>650℃）下，由于γ“到δ的转变，情况可能相反。对于高温蠕变或应力断裂性能，大多数调查报告的性能较差，即使在高温热处理后，与锻造零件相比，尽管少数研究可能仍表明性能优越。以下将进一步阐明根据独特的微观结构特征改善层状镍基高温合金高温力学性能的可能性。 图28 镍基高温合金的高温拉伸性能 一般认为，晶界，尤其是垂直于施加应力的晶界，在高温下是薄弱区域。Xu等人发现，在γ′强化IN7138LC的短期蠕变试验中，晶界滑动是主要的失效机制。对于内置γ“强化的IN718高温合金，据报道，晶间断裂是主要的失效模式。 此外，在Hastelloy X的高温拉伸试验中也观察到了相同的失效模式因此，减少晶界的数量，特别是那些垂直于施加应力方向的晶界，是提高镍基高温合金高温力学性能的有效途径。定向凝固高温合金和单晶高温合金就是基于这一原理开发的。LAM技术在改善蠕变性能方面具有优势，因为沿构建方向的柱状外延晶粒生长是主要的微观结构特征之一。 脆性Laves相通常在镍基高温合金（如IN625、IN718）凝固结束时的枝晶间区域形成。它已被证明是高温拉伸过程中“脱粘”或“断裂”导致裂纹扩展的裂纹萌生位置和途径，和应力断裂/蠕变试验。为了提高机械性能，通常通过热处理后、或增加冷却速率来消除Laves相。然而，使用的热处理通常会导致再结晶（因为Laves相的溶解温度非常接近镍基高温合金的再结晶温度）再结晶和晶粒细化都会增加晶界的数量。 层状微观结构的特征，即微观偏析和一次枝晶臂间距小，可能会改变这种情况。Sui等人指出与铸件相比，在718中进行的熔铸具有更快的溶解行为，这意味着较低的温度和较短的时间足以完全消除。在这种情况下，原始和理想的柱状晶粒可以保留在微观结构中。 4.4.3.疲劳性能 疲劳失效是指由重复或循环载荷引起的材料弱化，导致由裂纹形成和扩展引起的渐进和局部结构损伤。疲劳失效在低于标称屈服应力的航空发动机部件中非常常见。众所周知，疲劳过程失效可分为疲劳裂纹扩展的三个主要阶段，即疲劳裂纹萌生、疲劳裂纹扩展和最终断裂。对于低周疲劳试验，疲劳裂纹扩展阶段主导整个疲劳寿命，而对于高周疲劳试验，则相反，疲劳裂纹萌生将主导整个疲劳寿命，如图所示在图29a中，一般疲劳失效如图29b所示通常，疲劳失效过程包括三个主要阶段：疲劳裂纹萌生、疲劳裂纹扩展和最终断裂。 图29 (a)裂纹萌生和扩展对整个疲劳寿命的贡献。(b)疲劳破坏的一般过程 在第一阶段，疲劳微裂纹通常起源于晶界、气孔、夹杂物等，通常沿最大剪应力面延伸约s每100微米。这些微裂纹受表面形态的强烈影响。疲劳裂纹扩展阶段包括两个阶段，即在最大剪应力面上生长的小裂纹和沿最大拉应力面扩展的长裂纹。典型的疲劳断裂特征，如疲劳断裂当应力足够大，裂纹扩展变得不稳定时，最终发生断裂。 近年来，镍基高温合金，特别是IN718合金的疲劳性能越来越受到人们的关注。大多数调查报告，与锻造零件相比，片状镍基高温合金的疲劳性能较差。有限的研究工作表明，片状镍基高温合金的疲劳性能可以与锻造零件相媲美，甚至优于锻造零件。Gribbin等人报告说，经过热处理后，LPBFed IN718的低周疲劳寿命在低应变幅度（低于1%）下高于锻造样品，尽管前者在高应变幅度（高于1%）下的疲劳性能较低。 他们的研究表明，LAMed IN718具有超越锻件疲劳性能的潜力。为了实现这一点，应阐明并更好地理解典型的层状微观结构对疲劳性能的影响。以下将以IN718镍基高温合金为例，进一步阐述疲劳寿命的一些影响因素。 尽管LAM技术能够制造复杂部件，但在此类复杂部件的内表面上进行后处理（如喷丸或机加工）仍具有挑战性。Witkin等人指出，竣工表面质量对LPBFed IN718的疲劳性能有着至关重要的影响。Watring等人指出，由于表面疲劳裂纹萌生点的数量增加，疲劳寿命随着表面粗糙度的增加而降低。 此外，Wan等人报告，后表面处理，如机加工和抛光，可通过以下方式提高LPBFed IN718的650°C疲劳寿命：∼50 %。因此，有必要通过调整工艺参数和开发可用于内外表面的新表面处理技术来改善表面质量，如电化学处理技术。 气孔和未熔合等缺陷对718制造的LAM的疲劳寿命也有重要影响。已经证明，疲劳裂纹主要来源于表面或亚表面缺陷，Yamashita等人指出，表面缺陷比内部缺陷更有害。Wan等人通过有限元模拟发现，当缺陷深度小于200μm时，缺陷形状（考虑三种类型：扁半球椭球形缺陷、半球形缺陷、长半球椭球形缺陷）比缺陷深度位置对疲劳性能的影响更为明显。 他们进一步提供了应力集中和缺陷深度方面的安全阈值，分别为2和50μm，如图30a所示。建议将缺陷的有效平方面积与显微硬度相结合，以预测LPBFed IN718的疲劳极限下限，如图30b所示。此外，有趣的是，发现孔隙的影响在低应变振幅下不如在高应变振幅下显著。这表明，在讨论缺陷的影响时，还应考虑疲劳试验条件。 图30 (a)疲劳寿命估计为缺陷深度d和应力集中Kt的函数。(b)通过显示原始lpbf建造的IN718的截面缺陷尺寸分布的极值图统计，预测疲劳试样中最大致命缺陷尺寸。 强<001>织构的柱状晶粒是层状镍基高温合金的典型组织。关于织构（晶粒取向）对疲劳性能的影响存在争议。Konečná等人指出，裂纹扩展方向取决于完工IN718中的晶粒取向。Sabelkin等人和Konečná等人进一步证实，垂直试样（施加的应力方向与构建方向平行）的疲劳寿命最低。热处理后，水平和垂直试样之间的疲劳性能差异仍然存在。然而，一些调查表明，水平和垂直样品之间的疲劳强度和疲劳寿命没有显著差异。因此，需要进行更详细的研究以确定这些观察结果。 第二相粒子也影响镍基高温合金的疲劳性能。Johnson等人报告说，与锻造零件相比，试样表面附近的脆性碳化物或氧化物夹杂物是LDED IN718性能较差的主要原因。Aydinöz等人指出，高温后的δ相演变导致局部损伤形成加剧，室温下的疲劳性能较差。Laves相对Lded IN718中疲劳裂纹扩展的影响也被证明与其尺寸、位置和施加应力有关。断裂的Laves相可促进疲劳裂纹扩展，但未受损的Laves相起到阻碍作用，如图31所示。然而，另一方面，Balachandramurthi等人认为第二相粒子，如NbC、TiN或δ相，与疲劳裂纹扩展无关。 图31 在650℃，690MPa下，Laves相与不同阶段疲劳裂纹扩展的关系[217]。(a)疲劳裂纹萌生。(b)疲劳裂纹扩展。(c)最终断裂。 总之，疲劳是一个复杂的过程，受多种因素影响。除上述因素外，还研究了其他影响因素，如晶粒尺寸，孪晶[293302]等，并证明其对疲劳性能有影响。未来需要更多的努力来建立多个因素之间的潜在协同效应，以实现层状试样优异的疲劳性能。 来源：Progress andperspectives in laseradditive manufacturing of key aeroengine materials，International Journal of Machine Tools and Manufacture ， 参考文献：M.S. Pham, C. Liu, I. Todd, J. Lertthanasarn，Damage-tolerant architected materials inspired by crystalmicrostructure， Nature, 565 (2019),pp. 305-311，C. Tan, Y. Chew, R. Duan, F. Weng, S. Sui, F.L. Ng, Z. Du, G. Bi，Additive manufacturing of multi-scale 未完待续 |
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