4.鎳基高溫合金的LAM
4.1. 出身背景
高溫合金是20世紀40年代開發(fā)的一種新型航空金屬材料，可在600–1100°C溫度下長時間可靠運行，同時在這些條件下可抵抗氧化和熱腐蝕。它主要用于航空發(fā)動機的熱段，用于渦輪葉片、導葉、渦輪盤、燃燒室等零件。它也是一種重要的結構材料，廣泛應用于核能、交通和化工行業(yè)。在航空發(fā)動機工業(yè)中，不斷需要具有更高工作溫度和更好高溫機械性能的高溫合金來制造熱效率和推力重量比更高的航空發(fā)動機和燃氣輪機。為了實現這一目標，高溫合金傾向于向單晶微觀結構方向發(fā)展，單晶微觀結構具有優(yōu)異的高溫性能，如圖17a所示。
圖17（a） 渦輪機材料性能的演變。（b） 不同種類高溫合金的應力斷裂強度。（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，沉淀強化鎳基高溫合金相對于其他高溫合金具有最佳的應力斷裂強度。這主要歸因于各種強化效果，如固溶強化、沉淀強化等，這些強化效果是由溶解在鎳基體中的各種合金元素產生的，如圖17c所示。因此，鎳基高溫合金更適合在航空發(fā)動機和燃氣輪機的惡劣環(huán)境（如高溫、復雜應力和氧化）中工作。
不同溶液浸泡下頁巖巖心形態(tài)的變化將四個人工頁巖巖芯分別浸入0.3%仿生井筒增強劑、7%KCl、1%Ultrahib（MI-SWACO高性能多胺抑制劑）和1%多胺（HPA）溶液中，觀察巖芯形態(tài)隨時間的變化，結果如圖。
推重比是飛機發(fā)動機的關鍵性能指標，而減輕重量是提高推重比的最有效方法之一。LAM技術提供了一種可靠和可行的方法，通過使用優(yōu)化和復雜結構的重新設計組件的近凈成形制造來減輕重量。因此，LAM技術與鎳基高溫合金的結合引起了越來越多的關注，據報告，采用LAM技術制造的23種不同類型的鎳基高溫合金的工作如表7。
表7 LAM技術制備的鎳基高溫合金中元素的組成(wt. %)。
在本綜述的基礎上，本工作將涵蓋鎳基高溫合金的LPBF和LDED，力求對鎳基高溫合金LAM中的常見問題進行更全面的討論，如裂紋、孔隙率以及微觀結構、機械性能和后熱處理工藝之間的關系。
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，這可能是由于使用LDED工藝進行修復應用的可能性。對于類似于渦輪葉片的零件，其要求良好的單向機械性能，橫向晶界的存在（垂直于施加的載荷）對高溫下的性能有害。因此，定向凝固或單晶材料的制造至關重要。LAM技術的可控固化條件的特點為此類材料的制備奠定了良好的基礎。然而，目前在通過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，偶爾會出現熱裂紋、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。通常認為，當Al+Ti含量高于某個臨界值（通常認為為4 wt%）。圖18中的曲線圖顯示了表7中顯示的高溫合金的可焊性與Al+Ti水平的關系。枝晶間區(qū)域低熔點共晶的局部熔化和隨后的撕裂，如IN738LC和DZ4125等γ′強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，它起源于半開放的縮孔，其形成歸因于高溫碳化物或發(fā)達的枝晶，抑制了液態(tài)熔體的填充過程，如圖19所示。此外，據報道，低熔點共晶和凝固溫度范圍對凝固裂紋的形成有影響。Cloots等人指出，Zr元素的存在被認為是凝固開裂的一個可能原因，因為它降低了固相線溫度并提高了IN738LC的凝固溫度范圍。Hu等人指出，凝固溫度范圍的增加會增加鎳基高溫合金IN625的凝固裂紋敏感性，通過增加低熔點γ-Laves共晶的含量，降低凝固溫度范圍，促進填充過程，可以抑制凝固裂紋的形成。
圖19 研究了凝固裂紋的形成機理
從本質上講，熱裂紋主要是由內應力引起的液膜撕裂引起的。在此基礎上，消除熱裂紋主要有三種機制。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。最后是降低內應力水平，使其不會撕裂液膜。根據上述三種機理，已經開發(fā)了多種方法來減少實際LAM工藝中的熱裂紋。表8總結了自2016年以來用于解決熱裂問題的方法。其中，對基板進行預熱是最常見的方式。
表8 總結用于解決熱裂問題的方法。
孔隙的形成與所采用的工藝參數密切相關。通常有三種方法來評估LAM過程中的能量輸入，即線性能量密度（LED）、面積能量密度（AED）和體積能量密度（VED）。
這三個表達式的公式分別為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。工藝參數與竣工微觀結構中生成孔隙度含量之間的關系如補充表S2所示
補充表S2 采用激光增材法制備的IN625和IN718的工藝參數及其產生的孔隙率
從補充表S2中可以發(fā)現，使用最廣泛的方法是VED。此外，對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。這種關系在LPBF過程中更為明顯。
圖20 孔隙率與(a)體積能量密度(VED)、(b)面積能量密度(AED)和(c)線性能量密度(LED)之間的關系。
然而，孔隙度和AED或LED之間沒有明顯的關系。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。可以觀察到，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。
值得注意的是，關于LDED工藝孔隙度的報告明顯小于LPBF工藝。這與這兩種技術的工藝特點有關。LDED是一種送粉激光增材制造技術。已經報道了LDED過程中的兩種孔隙形成機制：過程中粉末和環(huán)境中的截留氣體以及凝固過程中液體材料收縮產生的縮孔。
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。在沉積層內形成孔隙是很常見的。當采用等離子旋轉電極法（PREP）粉末替代時，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過程中使用的粉末及其產生的微觀結構。(a)和(c)氣體霧化(GA)粉末。(b)和(d)等離子旋轉電極工藝(PREP)粉末。
Xia等人發(fā)現，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重要的作用。他們指出，高掃描速度導致低能量輸入，降低穿透深度和熔池壽命。較小的熔透深度導致層間的冶金結合較弱，而較低的熔池壽命使氣孔的逸出時間縮短，從而增加了最終微觀結構中的冶金氣孔。此外，據報道，LDED工藝中的超聲波振動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結構以粗大和外延柱狀晶粒為特征，平行于構建方向生長，略微傾斜于激光掃描方向，如圖22所示。這種現象可以用柱狀晶粒生長方向與熱流方向相反來解釋。在LDED過程中，熱量主要通過基板或預打印層散發(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微觀結構相比，圖22c所示的LPBFed微觀結構中的傾斜現象并不十分明顯。這可能歸因于較小熔池中相對較強的對流導致復雜的熱流方向。盡管如此，LPBFed微觀結構仍然由沿構建方向外延生長的柱狀晶?？刂?。基于上述闡述，可以確定柱狀晶粒的特征，如尺寸、晶粒生長方向等，可以通過改變能量輸入或掃描策略來調整。
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表示液體中的擴散系數（對于多組分合金，D可視為液體中的平衡擴散系數），T表示吉布斯-湯姆遜系數，△T0平衡凝固范圍和K0平衡分布系數。LAM技術的快速凝固特性（冷卻速度范圍為103–107 K/s）導致PDA比鑄件的PDA小至少兩個數量級。
凝固組織由凝固條件決定。控制不同晶粒形態(tài)的能力是研究人員非常感興趣的，因為它有助于材料在不同使用環(huán)境中的應用。例如，集成整體葉盤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，且首選單晶微觀結構。
最近，據報道，盡管Inconel718不是一種具有定向凝固微觀結構的設計材料，但通過電子束熔煉成功制備了單晶Inconel 718高溫合金。此外，定制微觀結構，即特定位置的特定微觀結構，也可以通過電子束添加劑制造實現。從理論上講，盡管缺乏相關報告，但LAM也可以實現這種精細的凝固微觀結構控制。這意味著AM技術可以為合金多樣化凝固組織的發(fā)展帶來新的機遇。
增材制造工藝是在一層一層的基礎上制造零件。將一層鈦粉熔化固化后，再對后續(xù)幾層重復上述步驟。在電子束槍內，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電子槍。兩個磁場組織并引導快速移動的電子。第一個就像一個磁性透鏡，將光束聚焦到所需的直徑。第二磁場使聚焦光束偏轉到粉床上的目標點。當高速電子撞擊金屬粉末時，動能瞬間轉化為熱能。提高熔點以上的溫度，電子束迅速液化鈦粉。
改變凝固組織的技術與新晶粒的形成密切相關。隨著更多的新晶粒形成，等軸晶組織更容易獲得。根據凝固理論，過冷度對新晶粒的形成起著至關重要的作用。一個典型的例子是，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冷度3K至600 K，導致顯著細化晶粒和α板條，以及超高屈服強度。
為了預測晶粒形態(tài)，Kurz等人開發(fā)了一個二元成分體系模型，然后Lin等人將該模型擴展到多成分體系。Hu等人在Inconel 625和Deng等人在Ti合金中對修改后的模型進行了實驗驗證。
其中N0表示成核點的數量，是等軸晶粒的體積分數。當（11）的左項大于右項時，柱狀晶粒占優(yōu)勢。否則，等軸晶將占主導地位。他們利用這個模型成功地預測了激光燒結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用性，但由于LAM是一個包含多尺度和多物理現象的復雜過程，它們仍然無法預測微觀結構細節(jié)，如晶粒尺寸、織構、相組成。
高冷卻速率的另一個優(yōu)點是不存在宏觀偏析。層狀組織中僅存在微觀偏析。這些獨特的微觀結構特征為快速消除偏析和有害相提供了良好的基礎。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）。
鎳基高溫合金中使用的元素種類很多，它們之間的相互作用會產生不同的第二相。表10顯示了鎳基高溫合金中觀察到的第二相。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 鎳基高溫合金中觀察到的第二相
此外，尺寸為65nm，主要集中在Laves相周圍，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，分布均勻。微觀結構特征將影響后續(xù)HT計劃的設計，這將進一步影響機械性能。
圖23 (a) ldd -builtIN718的第二階段。(疤痕條= 1 μm)。γ′和γ′相在枝晶間Laves相周圍析出。(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′暗場圖像。(d)(11/2 0)反射得到的γ″暗場圖像。
本文將對幾個主要的二次析出相進行進一步詳細的闡述。在IN738LC、DZ4125、Haynes282等多種鎳基高溫合金中，γ′相是主要的強化顆粒。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)定性和強化作用。
在鎳基高溫合金中，γ′相通常呈長方體形狀，但改變Mo含量和Al/Ti比值會改變γ′相的形貌。圖23b顯示了γ′相與基體之間的取向關系，圖23c描繪了經熔融處理的IN718高溫合金中γ′相的形態(tài)。
雖然IN625是固溶強化的高溫合金，但γ”相是IN718中主要的強化析出相，高溫后在IN625中也有γ”相的析出。γ”相為體心四方結構(順序為D022)，呈圓盤狀，其c軸垂直于圓盤表面。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相轉變，導致機械性能性能下降。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，裂紋的速度擴展到一定程度的上下湍流，裂紋擴展的傳播路徑不穩(wěn)定。這個現象可以用兩種方式來解釋。首先是準脆性材料的共性。脆性材料和準脆性材料斷裂后，裂紋擴展速度非?？臁．斄鸭y擴展速度達到某一臨界值時，裂紋擴展速度開始振蕩。擴展截面上有一個拋物線形溝槽，裂紋擴展路徑上的數值也不確定。
當γ′相達到平衡時，δ相形成，并以針狀、短桿狀或針狀的形態(tài)析出。一般認為，鍛造IN718的δ相傾向于晶界/孿晶界上的非均勻析出和晶內的均勻析出。在LDEDed IN718中，δ相傾向于在枝晶間Laves相周圍析出，并保持短針狀或短棒狀形貌。
Laves相是鎳基高溫合金中另一種常見的顆粒沉淀，如IN718和IN625，其晶體結構通常被認為是六角C14。它形成于凝固過程接近尾聲的枝晶間區(qū)域，尺寸為微米級，形態(tài)不規(guī)則。傳統上，Laves相被認為是一種有害的沉淀，并已被證明對室溫拉伸、高溫蠕變和高周疲勞性能有害，因為它是裂紋的起裂點，加速了裂紋的擴展。然而，Sui等人指出，Laves相對力學性能的影響與其形貌和尺寸密切相關。
通過在高溫后調整其特性，他們發(fā)現，通過擁有一定數量的粒狀和亞微米級Laves相，LDEDed IN718有可能獲得最佳的強度和延展性組合。考慮到Laves相本身具有優(yōu)異的高溫力學性能，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系(圖25)。值得注意的是，取向關系隨Laves相的大小而變化。上述結果表明，通過改變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之一。圖26總結了近五年來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，有關層狀鎳基高溫合金室溫拉伸性能的相關報告主要集中在IN718、IN625和HastelloyX上，可能是因為它們更容易制造出致密且無缺陷的微觀結構。然而，另一個鎳基高溫合金，如γ′強化合金，更容易開裂，或者其單晶合金也更容易產生雜化晶粒。因此，很難獲得無缺陷鍍層或理想的微觀結構，對這些高溫合金的大多數研究旨在解決開裂問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和哈氏合金的數據包括建成狀態(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。這歸因于主要強化顆粒（γ“相）的沉淀行為。只有經過精心定制的時效處理后，γ“相才會完全沉淀，從而提高強度。表11顯示了近期文獻中采用的HT計劃以及鍛造中使用的標準工藝?？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。通過這種方式，制定適當的熱處理方案，以有效強化合金，同時保留成柱狀晶粒，是未來需要更多關注的潛在研究方向之一。
表11 文獻中采用的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的機械性能幾乎相同?？紤]到IN625和Hastelloy X都是固溶體強化高溫合金，而IN718只有少量在竣工狀態(tài)下形成的強化相，這是合理的。這進一步反映了強化相對提高鎳基高溫合金力學性能的重要性。如第3.3.3節(jié)所述，鎳基高溫合金的強化機制類似于先進高強度鋼。
第二相粒子不僅影響合金的強度，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）是微裂紋容易產生的常見部位。通過將破碎顆?；蝾w粒-基體界面視為微裂紋，并假設微裂紋以立方陣列排列，第二相對延性的影響可通過以下等式表示：
其中，ε ~ E(θ)代表歸一化系數的有效值，當θ=0時，ε是一個常數，I和h是應變硬化指數n的函數。λf和rf分別表示微裂紋的間距和半徑，εc是連接兩個相鄰微裂紋的韌帶的臨界應變。Liu等和Song等建立了適用于含多個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度之間的線性關系，其中屈服強度隨顯微硬度單調增加。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度。考慮到顯微硬度試驗的試樣制備和測量比拉伸試驗容易得多，因此在優(yōu)化顯微組織時，通過顯微硬度值來評估力學性能是一種快速有效的方法。Cahoon等人指出，當屈服強度單位為MPa時，材料的顯微硬度屈服強度關系可表示為
圖27 鎳基高溫合金顯微硬度與屈服強度的關系。
其中n是應變硬化指數。當合金的n值不同時，即使顯微硬度值相同，屈服強度也應不同。然而，圖27中的擬合方程表明，對于不同類型的鎳基高溫合金，顯微硬度和屈服強度之間的關系幾乎是一致的（R2值較高）。因此，有理由認為，不同鎳基高溫合金的應變硬化指數值將相當接近。通過對圖27中的數據進行線性曲線擬合，Y截距設置為0，關系為YS=2.2637H，鎳基高溫合金的n值計算為0.1598。
各向異性力學性能是層狀試樣中常見的現象。Tomus等人指出，枝晶和熔池邊界是LPBFed Hastelloy X中觀察到各向異性力學性能的主要原因。然而，對于沒有明顯熔池邊界的Lded IN718，強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生的孔隙率是各向異性現象的原因。
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建方向，而垂直方向表示平行于構建方向)。
表12總結了近年來報道的IN718和Hastelloy X在水平和垂直方向的室溫拉伸性能?？梢杂^察到，竣工樣品中存在明顯的各向異性。具體而言，水平方向的強度高于垂直方向的強度，而延性則明顯相反。高溫超導后，各向異性程度降低，但不會消除。當使用相同的LAM參數沉積時，水平試樣仍然表現出較高的強度和較低的延展性。力學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織構的柱狀晶粒，鎳基高溫合金原始組織的不均勻性也很難通過熱處理后消除。這可能是因為即使在熱處理后，也存在不均勻的微觀結構，這是由不均勻的竣工微觀結構和不均勻分布的殘余應力造成的。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。固溶體強化高溫合金的強度最低，而γ“強化高溫合金的強度最高。由于數據有限，無法根據現有實驗結果判斷γ′強化高溫合金的高溫拉伸性能范圍。γ“相的強化效果優(yōu)于γ′，因為前者與基體的晶格失配程度較高。
雖然預計γ“強化高溫合金的高溫拉伸性能優(yōu)于γ′強化高溫合金，但在較高溫度（>650℃）下，由于γ“到δ的轉變，情況可能相反。對于高溫蠕變或應力斷裂性能，大多數調查報告的性能較差，即使在高溫熱處理后，與鍛造零件相比，盡管少數研究可能仍表明性能優(yōu)越。以下將進一步闡明根據獨特的微觀結構特征改善層狀鎳基高溫合金高溫力學性能的可能性。
圖28 鎳基高溫合金的高溫拉伸性能
一般認為，晶界，尤其是垂直于施加應力的晶界，在高溫下是薄弱區(qū)域。Xu等人發(fā)現，在γ′強化IN7138LC的短期蠕變試驗中，晶界滑動是主要的失效機制。對于內置γ“強化的IN718高溫合金，據報道，晶間斷裂是主要的失效模式。
此外，在Hastelloy X的高溫拉伸試驗中也觀察到了相同的失效模式因此，減少晶界的數量，特別是那些垂直于施加應力方向的晶界，是提高鎳基高溫合金高溫力學性能的有效途徑。定向凝固高溫合金和單晶高溫合金就是基于這一原理開發(fā)的。LAM技術在改善蠕變性能方面具有優(yōu)勢，因為沿構建方向的柱狀外延晶粒生長是主要的微觀結構特征之一。
脆性Laves相通常在鎳基高溫合金（如IN625、IN718）凝固結束時的枝晶間區(qū)域形成。它已被證明是高溫拉伸過程中“脫粘”或“斷裂”導致裂紋擴展的裂紋萌生位置和途徑，和應力斷裂/蠕變試驗。為了提高機械性能，通常通過熱處理后、或增加冷卻速率來消除Laves相。然而，使用的熱處理通常會導致再結晶（因為Laves相的溶解溫度非常接近鎳基高溫合金的再結晶溫度）再結晶和晶粒細化都會增加晶界的數量。
層狀微觀結構的特征，即微觀偏析和一次枝晶臂間距小，可能會改變這種情況。Sui等人指出與鑄件相比，在718中進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間足以完全消除。在這種情況下，原始和理想的柱狀晶粒可以保留在微觀結構中。
4.4.3.疲勞性能
疲勞失效是指由重復或循環(huán)載荷引起的材料弱化，導致由裂紋形成和擴展引起的漸進和局部結構損傷。疲勞失效在低于標稱屈服應力的航空發(fā)動機部件中非常常見。眾所周知，疲勞過程失效可分為疲勞裂紋擴展的三個主要階段，即疲勞裂紋萌生、疲勞裂紋擴展和最終斷裂。對于低周疲勞試驗，疲勞裂紋擴展階段主導整個疲勞壽命，而對于高周疲勞試驗，則相反，疲勞裂紋萌生將主導整個疲勞壽命，如圖所示在圖29a中，一般疲勞失效如圖29b所示通常，疲勞失效過程包括三個主要階段：疲勞裂紋萌生、疲勞裂紋擴展和最終斷裂。
圖29 (a)裂紋萌生和擴展對整個疲勞壽命的貢獻。(b)疲勞破壞的一般過程
在第一階段，疲勞微裂紋通常起源于晶界、氣孔、夾雜物等，通常沿最大剪應力面延伸約s每100微米。這些微裂紋受表面形態(tài)的強烈影響。疲勞裂紋擴展階段包括兩個階段，即在最大剪應力面上生長的小裂紋和沿最大拉應力面擴展的長裂紋。典型的疲勞斷裂特征，如疲勞斷裂當應力足夠大，裂紋擴展變得不穩(wěn)定時，最終發(fā)生斷裂。
近年來，鎳基高溫合金，特別是IN718合金的疲勞性能越來越受到人們的關注。大多數調查報告，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等人報告說，經過熱處理后，LPBFed IN718的低周疲勞壽命在低應變幅度（低于1%）下高于鍛造樣品，盡管前者在高應變幅度（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。為了實現這一點，應闡明并更好地理解典型的層狀微觀結構對疲勞性能的影響。以下將以IN718鎳基高溫合金為例，進一步闡述疲勞壽命的一些影響因素。
盡管LAM技術能夠制造復雜部件，但在此類復雜部件的內表面上進行后處理（如噴丸或機加工）仍具有挑戰(zhàn)性。Witkin等人指出，竣工表面質量對LPBFed IN718的疲勞性能有著至關重要的影響。Watring等人指出，由于表面疲勞裂紋萌生點的數量增加，疲勞壽命隨著表面粗糙度的增加而降低。
此外，Wan等人報告，后表面處理，如機加工和拋光，可通過以下方式提高LPBFed IN718的650°C疲勞壽命：50 %。因此，有必要通過調整工藝參數和開發(fā)可用于內外表面的新表面處理技術來改善表面質量，如電化學處理技術。
氣孔和未熔合等缺陷對718制造的LAM的疲勞壽命也有重要影響。已經證明，疲勞裂紋主要來源于表面或亞表面缺陷，Yamashita等人指出，表面缺陷比內部缺陷更有害。Wan等人通過有限元模擬發(fā)現，當缺陷深度小于200μm時，缺陷形狀（考慮三種類型：扁半球橢球形缺陷、半球形缺陷、長半球橢球形缺陷）比缺陷深度位置對疲勞性能的影響更為明顯。
他們進一步提供了應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合，以預測LPBFed IN718的疲勞極限下限，如圖30b所示。此外，有趣的是，發(fā)現孔隙的影響在低應變振幅下不如在高應變振幅下顯著。這表明，在討論缺陷的影響時，還應考慮疲勞試驗條件。
圖30 (a)疲勞壽命估計為缺陷深度d和應力集中Kt的函數。(b)通過顯示原始lpbf建造的IN718的截面缺陷尺寸分布的極值圖統計，預測疲勞試樣中最大致命缺陷尺寸。
強
第二相粒子也影響鎳基高溫合金的疲勞性能。Johnson等人報告說，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相演變導致局部損傷形成加劇，室溫下的疲勞性能較差。Laves相對Lded IN718中疲勞裂紋擴展的影響也被證明與其尺寸、位置和施加應力有關。斷裂的Laves相可促進疲勞裂紋擴展，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等人認為第二相粒子，如NbC、TiN或δ相，與疲勞裂紋擴展無關。
圖31 在650℃，690MPa下，Laves相與不同階段疲勞裂紋擴展的關系[217]。(a)疲勞裂紋萌生。(b)疲勞裂紋擴展。(c)最終斷裂。
總之，疲勞是一個復雜的過程，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，并證明其對疲勞性能有影響。未來需要更多的努力來建立多個因素之間的潛在協同效應，以實現層狀試樣優(yōu)異的疲勞性能。
來源：Progress andperspectives in laseradditive manufacturing of key aeroengine materials，International Journal of Machine Tools and Manufacture ，10.1016/j.ijmachtools.2021.103804
參考文獻：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 heterostructuredhigh-strengthsteels，Mater. Res.Lett., 9 (2021),pp. 291-299
轉載請注明出處。
相關文章
熱門資訊
精彩導讀
關注我們
