吳 宇,陳冰清*,劉 偉,黃 帥,孫兵兵,張學(xué)軍,陳 沛,黃 辰

（1.中國航發(fā)增材制造技術(shù)創(chuàng)新中心，北京 100095；2.中國航發(fā)北京航空材料研究院 3D 打印研究與工程技術(shù)中心，北京 100095；3.航發(fā)優(yōu)材（鎮(zhèn)江）增材制造有限公司 技術(shù)部，江蘇 鎮(zhèn)江 212132；4.石油和化學(xué)工業(yè)規(guī)劃院 石油化工處，北京 100013）

鎳基高溫合金在600 ℃以上具有出色的組織穩(wěn)定性、抗氧化性能、抗熱腐蝕性能及力學(xué)性能，是熱端部件制造的重要材料，在航空發(fā)動機與燃?xì)廨啓C中具有廣泛應(yīng)用，傳統(tǒng)制備工藝主要為鑄造、鍛造及粉末冶金[1-2]。隨著航空發(fā)動機與燃?xì)廨啓C的快速發(fā)展，鎳基高溫合金零件表現(xiàn)出復(fù)雜化、輕量化、一體化的發(fā)展趨勢，對鎳基高溫合金制備工藝提出了新的需求。

增材制造技術(shù)是一種近凈成形工藝，通過激光、電子束、電弧等高能束熱源逐層熔化粉末或絲材，以逐層堆疊的方式實現(xiàn)零件制備。常用的鎳基高溫合金增材制造工藝主要有激光粉末床熔融（laser powder bed fusion，LPBF）、電子束熔融（electron beam melting，EBM）、激光直接熔化沉積（laser direct energy deposition，LDED）和電弧增材制造（wire arc additive manufacturing，WAAM）[3-4]。相較于傳統(tǒng)工藝，增材制造技術(shù)更適合進行復(fù)雜結(jié)構(gòu)零件制造。增材制造技術(shù)與拓?fù)鋬?yōu)化、集成化設(shè)計等設(shè)計方法相結(jié)合可提高設(shè)計自由度，在促進裝備輕量化的同時，還能縮短加工周期。羅羅公司使用增材制造技術(shù)，使零件制造周期縮短了30%[5]。其為Trent XWB-84 發(fā)動機生產(chǎn)的低壓渦輪，質(zhì)量減輕約40%[6]。利勃海爾公司采用增材制造替代傳統(tǒng)制造技術(shù)，使零件質(zhì)量減少35%，零件數(shù)量減少10 個，生產(chǎn)時間縮短75%[5]。GE 公司的增材制造T25 傳感器外殼將10 個零件合并為1 個零件，使傳感器精度提高了30%。2015 年，該零件成為首個通過美國聯(lián)邦航空局適航認(rèn)證的增材制造航空發(fā)動機零件[7-8]。此外，增材制造過程冷卻速度快、熔池固液界面溫度梯度大，不僅易形成沿沉積方向連續(xù)外延生長的柱狀晶，還可減少凝固過程中的成分偏析及組織粗大問題，適用于渦輪葉片修復(fù)。2001 年，瑞士洛桑聯(lián)邦理工學(xué)院率先使用激光直接熔化沉積技術(shù)對CMSX-4 合金葉片進行了修復(fù)[9-11]。美國普渡大學(xué)的一項研究指出，相較于更換新葉片，采用增材制造技術(shù)修復(fù)舊葉片，可減少36%的能源消耗[12]。因此，增材制造技術(shù)已逐漸成為具有良好可焊性鎳基高溫合金零件快速制造及修復(fù)的重要技術(shù)途徑。

本文對增材制造鎳基高溫合金在航空發(fā)動機與燃?xì)廨啓C中的研究應(yīng)用現(xiàn)狀進行綜述，闡述增材制造鎳基高溫合金的顯微組織特征及常見冶金缺陷的形成原因與控制方法，總結(jié)增材制造GH3536、GH3625 和GH4169 的室溫/高溫拉伸性能，介紹航空發(fā)動機及燃?xì)廨啓C中增材制造鎳基高溫合金零件的應(yīng)用情況?；趪鴥?nèi)外研究現(xiàn)狀，對今后的重要發(fā)展方向進行展望。

1 增材制造鎳基高溫合金顯微組織

增材制造過程溫度梯度大、冷卻速度快，與傳統(tǒng)工藝制備鎳基高溫合金的顯微組織存在差異。采用不同增材制造方法成形的鎳基高溫合金的晶粒形貌均主要由沿沉積方向外延生長的柱狀晶與少量等軸晶構(gòu)成，具有明顯的各向異性。直接能量沉積過程熱量通過基板或已沉積部分散失，故柱狀晶通常垂直于基板并稍向激光掃描方向傾斜。粉末床熔融成形過程熔池尺寸較小、對流更為劇烈，故柱狀晶生長方向與直接能量沉積相比更為復(fù)雜[5]。增材制造鎳基高溫合金的沉積態(tài)組織通常由γ 相、γ'相、共晶組織、Laves 相、金屬間化合物和碳化物等組成（圖1（a）～（c））[13]。Xu 等[14]采用電弧增材制造技術(shù)制備的GH4169 合金由沿沉積方向生長的粗大的柱狀晶組成，柱狀晶的長度和寬度分別約為11 mm 與0.8 mm。Tayon 等[15]對電子束熔融GH4169 合金的研究結(jié)果表明，沉積態(tài)組織具有較強的織構(gòu)，在1190 ℃下進行熱處理后柱狀晶轉(zhuǎn)變?yōu)榈容S晶，織構(gòu)顯著減弱。有研究在激光粉末床熔融成形GH4169 合金的沉積態(tài)組織中發(fā)現(xiàn)了脆性金屬間化合物δ 相和Laves 相[16-17]，還有報道指出激光直接熔化沉積GH4169 合金中存在碳化物和 Laves 相[18]。激光粉末床熔融成形GH3536 合金的沉積態(tài)組織主要由單相奧氏體構(gòu)成，晶界基本無析出物[19-20]。激光粉末床熔融成形GH3625 合金沉積態(tài)組織主要由γ 相基體、金屬間化合物和Laves相構(gòu)成[21-23]。Wang 等[24]對激光直接熔化沉積IC10 合金的研究表明，凝固過程中的成分偏析會導(dǎo)致晶界形成共晶組織。

圖1 增材制造鎳基高溫合金顯微組織（a）共晶組織[24]；（b）Laves 相[13]；（c）δ 相、γ'相與γ''相[48]；（d）激光粉末床熔融GH4169 沉積態(tài)晶粒形貌[26]；（e）激光粉末床熔融GH4169 經(jīng)980 ℃固溶處理后晶粒形貌[26]；（f）激光粉末床熔融GH4169 經(jīng)1040 ℃固溶處理后晶粒形貌[26]；（g）激光粉末床熔融GH4169 經(jīng)1100 ℃固溶處理后晶粒形貌[26]；（h）電子束粉末床熔融CMSX-4 單晶高溫合金宏觀組織及晶體取向[34]Fig.1 Microstructures of additively manufactured superalloys（a）eutectic[24]；（b）Laves phase[13]；（c）δ phase，γ' phase and γ''phase[48]；（d）grain morphology of as-deposited LPBFed GH4169 alloy[26]；（e）grain morphology of LPBFed GH4169 alloy underwent solution treatment at 980 ℃[26]；（f）grain morphology of LPBFed GH4169 alloy underwent solution treatment at 1040 ℃[26]；（g）grain morphology of LPBFed GH4169 alloy underwent solution treatment at 1100 ℃[26]；（h）macrostructure and crystal orientation of CMSX-4 single crystal superalloy prepared by selective electron beam melting[34]

非平衡相及Laves 相的存在會對材料性能造成不良影響，因此要對成形合金進行熱處理/熱等靜壓處理，以改善其內(nèi)部質(zhì)量與顯微組織。增材制造GH4169 合金通常要進行固溶處理，使δ 相和 Laves相充分溶解，促進后續(xù)時效處理中 γ' 相的析出。由于Nb 原子擴散能力較差，為了使δ 相充分溶解，增材制造GH4169 合金的固溶溫度一般要高于鍛件的固溶處理溫度[25]。Ni 等[26]研究了固溶溫度對激光粉末床熔融成形GH4169 合金晶粒形貌的影響后指出，經(jīng)980 ℃固溶處理后，柱狀晶部分轉(zhuǎn)化為等軸晶，導(dǎo)致了晶粒尺寸的減?。唤?jīng)1040 ℃和1100 ℃固溶處理后，柱狀晶完全轉(zhuǎn)化為等軸晶，不同熱處理狀態(tài)下GH4169 合金的晶粒形貌如圖1（d）～（g）所示。激光粉末床熔融成形GH3536 合金在經(jīng)過熱處理后，熔池邊界消失，并伴隨有等軸晶形成[27]，其在經(jīng)過熱等靜壓處理后，晶粒長大并轉(zhuǎn)變?yōu)榈容S晶，且晶界與晶粒內(nèi)部的溶質(zhì)元素擴散會導(dǎo)致碳化物形成[19-20,28]。有研究指出，激光粉末床熔融GH3625 合金在700 ℃固溶處理條件下，顯微組織基本不發(fā)生變化。當(dāng)固溶溫度升高至1000 ℃時，熔池邊界消失，有碳化物在晶界析出。經(jīng)過1150 ℃熱處理后，晶粒進一步長大，且晶界處的碳化物也會明顯發(fā)生粗化[29]。Wang 等[30]對激光直接熔化沉積GH3230 合金的研究表明，合金沉積態(tài)組織中存在M23C6與M6C 兩種碳化物。經(jīng)固溶處理后，碳化物含量與尺寸均明顯減少，且M23C6碳化物完全消失。黃文普等[31]發(fā)現(xiàn)激光粉末床熔融成形K4202 合金經(jīng)固溶+時效處理后發(fā)生再結(jié)晶，且晶界和晶內(nèi)均有碳化物析出。

增材制造鎳基高溫合金的定向生長特性，使其成為單晶高溫合金制備與修復(fù)的重要手段。在單晶高溫合金制備方面，Jodi 等[32]使用激光粉末床熔融技術(shù)，通過平頂光在多晶合金基體上實現(xiàn)了單晶合金的制備。近年來，隨著電子束熔融技術(shù)的發(fā)展，采用該方法進行單晶高溫合金制備成為研究重點之一。Ramsperger 等[33]首次使用電子束粉末床熔融技術(shù)制備了單晶高溫合金。K?rner 等[34]制備的CMSX-4 單晶高溫合金在經(jīng)過熱處理后可達到與鑄件相當(dāng)?shù)牧W(xué)性能，某些性能甚至優(yōu)于鑄件（圖1（h））。Fernandez-Zelaia 等[35]研究了工藝參數(shù)對高溫合金顯微組織的影響，發(fā)現(xiàn)較高的能量輸入可促進單晶的形成。Chauvet 等[36]在預(yù)熱溫度約1020 ℃條件下，在不銹鋼基板上制備了無裂紋的單晶高溫合金。林峰教授課題組[37]采用電子束粉末床熔融技術(shù)在不銹鋼基板上制備了Inconel 738 單晶高溫合金，由于單晶的形成對凝固條件具有很強的依賴性，因此制備不同尺寸的單晶高溫合金需要使用不同的工藝參數(shù)。在單晶高溫合金修復(fù)領(lǐng)域，洛桑聯(lián)邦理工學(xué)院研究了激光直接熔化沉積工藝參數(shù)對CMSX-4 合金組織影響規(guī)律，并對CMSX-4 合金葉片進行了修復(fù)[8-10]。Liang 等[38-42]研究了激光快速凝固過程中單晶高溫合金的凝固路徑，分析了工藝參數(shù)對單晶高溫合金顯微組織的影響規(guī)律，并根據(jù)工藝優(yōu)化結(jié)果在單晶基體上成功制備出具有良好定向性的單晶高溫合金。中國科學(xué)院金屬研究所分析了熱處理對增材制造單晶高溫合金顯微組織的影響，并通過調(diào)整工藝參數(shù)實現(xiàn)了DD32 單晶渦輪葉片的修復(fù)[43-44]。Rottwinkel 等[45]通過在CMSX-4 單晶高溫合金修復(fù)區(qū)周圍施加預(yù)熱及對底部進行水冷，實現(xiàn)了熔池?zé)崃鞣较虻目刂?，從而保證了修復(fù)區(qū)單晶組織的完整性。Wang等[46]對比了激光與等離子弧對DD407 單晶高溫合金的修復(fù)效果，發(fā)現(xiàn)兩種工藝方法均可獲得定向生長的單晶組織，但等離子弧修復(fù)后的熱影響區(qū)更大。Zhang 等[47]利用同步輻射技術(shù)發(fā)現(xiàn)了DD5 單晶高溫合金在激光快速熔凝過程中的晶體轉(zhuǎn)動現(xiàn)象，為單晶高溫合金增材制造及修復(fù)過程中的晶體取向控制提供了理論依據(jù)。

2 增材制造鎳基高溫合金冶金缺陷

孔隙和裂紋是增材制造鎳基高溫合金中較為常見的冶金缺陷?？紫兜男纬稍蛑饕性霾闹圃爝^程中環(huán)境及原材料粉末帶來氣體形成的氣孔，凝固過程中液態(tài)金屬收縮形成的孔洞及未完全熔化粉末顆粒之間的孔隙。對于粉末床熔融工藝，粉末顆粒間的孔隙也可能導(dǎo)致出現(xiàn)氣孔[5,49]。增材制造鎳基高溫合金中的氣孔難以避免，但是可通過優(yōu)化增材制造工藝參數(shù)、控制原材料粉末質(zhì)量、降低成形過程的氧含量及熱等靜壓等手段減小氣孔率。對于未融化粉末導(dǎo)致的孔隙，可通過適當(dāng)增加輸入能量避免[50]。Tomus 等[27]采用熱等靜壓消除了激光粉末床熔融GH3536 合金內(nèi)部孔隙，提高了材料的室溫伸長率。Han 等[51]對激光粉末床熔融GH3536 合金進行了熱等靜壓處理，消除了材料內(nèi)部的孔隙與微裂紋，改善了合金的疲勞性能，但同時也導(dǎo)致了抗拉強度與屈服強度的下降。

開裂是目前限制增材制造技術(shù)在鎳基高溫合金制備中應(yīng)用的主要障礙，增材制造合金裂紋形成機制主要有三種[52-53]：（1）凝固裂紋：凝固裂紋形成于熔池凝固的最后階段，在該階段液相充形困難，凝固收縮引起的應(yīng)力使枝晶間的液膜被撕裂，導(dǎo)致裂紋出現(xiàn)（圖2（a））；（2）液化裂紋：液化裂紋形成于后續(xù)沉積過程中，枝晶間的低熔點析出物或共晶組織在后續(xù)沉積熱循環(huán)中熔化形成液膜，液膜在內(nèi)應(yīng)力作用下被撕裂形成裂紋（圖2（b））；（3）固態(tài)裂紋：固態(tài)裂紋也是在后續(xù)沉積中形成的，但固態(tài)裂紋的形成是由于內(nèi)應(yīng)力超過了固體材料的抗拉強度導(dǎo)致的，未出現(xiàn)局部熔化（圖2（c））。晶界結(jié)構(gòu)、化學(xué)成分、成分偏析、晶粒尺寸及內(nèi)應(yīng)力等都會對增材制造鎳基高溫合金裂紋的形成造成影響。凝固過程中大角度晶界處殘留的液膜較多、界面能較高，易發(fā)生開裂。與大角度晶界相比，小角度晶界具有更好的穩(wěn)定性，開裂傾向較低[54-55]。Chauvet 等[56]的研究表明，當(dāng)晶界的取向差角大于15°時，易沿晶界形成裂紋（圖2（d）、（e））。Guo 等[52]對激光直接熔化沉積GH3536 合金的開裂行為進行研究后發(fā)現(xiàn)，晶界取向差角在25°～45°之間時，晶界的界面能較高，因此更易開裂。合金的化學(xué)成分與凝固末期的成分偏析會導(dǎo)致凝固溫度范圍增大、晶界液膜存在時間延長、阻礙液相填充枝晶間空隙并促進晶間低熔點相形成，從而增加開裂傾向[57-59]。合金的凝固溫度范圍越大，越易形成凝固裂紋[60]。激光直接熔化沉積GH3536 合金裂紋附近區(qū)域的化學(xué)元素分布如圖2（f）所示。Cloots 等[61]認(rèn)為成分偏析是導(dǎo)致激光粉末床熔融IN738LC 合金開裂的主要因素之一。在成分偏析作用下，晶界富集的元素不僅會阻礙液相流動，還可能削弱材料強度，從而增大了材料開裂傾向[62-63]。此外，B 等低熔點元素在晶界的富集會增大凝固溫度區(qū)間和液膜存在時間，進而促進裂紋形成[56,64]。Zhou 等[65]對激光直接熔化沉積單晶高溫合金的研究結(jié)果顯示，枝晶間的碳化物和縮孔導(dǎo)致了凝固裂紋的萌生，而低熔點化合物則引起了液化裂紋的形成。有研究認(rèn)為C 和Mo 元素在凝固過程中的偏析促進了低熔點液膜的形成，導(dǎo)致激光直接熔化沉積GH3536 合金發(fā)生開裂[52]。

圖2 增材制造鎳基高溫合金裂紋（a）凝固裂紋[52]；（b）液化裂紋[69]；（c）固態(tài)裂紋[69]；（d）沿大角度晶界開裂裂紋的取向成像圖[56]；（e）圖2（d）中的晶界取向差角分布[56]；（f）裂紋附近區(qū)域化學(xué)元素分布[52]；（g）凝固裂紋形成機理示意圖[65]；（h）液化裂紋形成機理示意圖[65]Fig.2 Cracks in additively manufactured superalloys（a）solidification crack[52]；（b）liquation crack[69]；（c）solid-state crack[69]；（d）invers pole figure illustrating cracks propagate along high angle grain boundary[56]；（e）distribution of misorientation angle in Fig.2（d）[56]；（f）distribution of composition around crack[52]；（g）schematic diagram of solidification cracking mechanism[65]；（h）schematic diagram of liquation cracking mechanism[65]

針對裂紋形成原因，可通過控制成形工藝、調(diào)整合金成分及熱等靜壓等手段抑制或消除增材制造鎳基高溫合金中的裂紋。凝固裂紋及液化裂紋形成機理示意圖分別如圖2（g）、（h）所示。在成形工藝控制方面，張潔等[22]指出，基板預(yù)熱可降低激光粉末床熔融GH3625 殘余應(yīng)力，從而抑制裂紋產(chǎn)生。當(dāng)預(yù)熱溫度為300 ℃時，裂紋數(shù)量最少。Kontis等[64]通過調(diào)整電子束粉末床熔融工藝參數(shù)獲得了較大的晶界面積與較小晶粒尺寸，使熱應(yīng)力在晶界上分布更為均勻，同時，調(diào)節(jié)工藝參數(shù)還可降低成分偏析，抑制硼化物的形成；通過以上途徑，改善了鎳基高溫合金的開裂傾向。Xu 等[66]研究了掃描策略對激光粉末床熔融Inconel 738 合金開裂傾向的影響，發(fā)現(xiàn)相鄰兩層的掃描方向每次旋轉(zhuǎn)67°可促進等軸晶形成，有效抑制裂紋形成，獲得良好的力學(xué)性能。對于可焊性較差的鎳基高溫合金，僅調(diào)整工藝參數(shù)難以完全防止開裂，還需對合金成分進行調(diào)整。Tomus 等[67]指出，降低Si、C 元素含量可改善激光粉末床熔融GH3536 合金的抗開裂能力。Harrison 等[68]通過增加固溶強化元素、減少雜質(zhì)元素，降低了GH3536 合金在激光粉末床熔融成形過程中的開裂傾向，其研究結(jié)果顯示，GH3536合金在經(jīng)過成分調(diào)整后，裂紋密度下降了約65%，且高溫拉伸強度顯著升高。Tang 等[69]研究了合金成分、成形性與力學(xué)性能之間的關(guān)系，并在此基礎(chǔ)上設(shè)計了ABD-850AM 與ABD-900AM 兩種高性能、無裂紋的新型增材制造用鎳基高溫合金，他們認(rèn)為通過降低合金凝固溫度區(qū)間、減少晶界析出物與低熔點共晶組織、提高合金的高溫塑性等手段可抑制增材制造鎳基高溫合金中的裂紋形成。此外，細(xì)化晶粒可使每個晶界承受的局部應(yīng)變減小，并提高液相的充形能力，從而增強合金的抗開裂能力[52]。Han 等[70]通過向GH3536 合金中加入納米TiC 顆粒，促進凝固過程中的異質(zhì)形核，使小角度晶界增多，減輕了粉末床熔融GH3536 合金的開裂傾向。Cheng 等[71]在GH3536 合金粉末表面采用原位化學(xué)合成方法制備了Y2O3涂層，使用表面改性后粉末為原材料進行激光粉末床熔融成形，Y2O3顆粒促進了凝固過程中的異質(zhì)形核，形成了細(xì)小的組織，有效抑制了裂紋的萌生與擴展。

3 增材制造典型鎳基高溫合金拉伸性能

目前，GH3536、GH4169 和GH3625 合金的增材制造工藝相對較為成熟，易獲得致密無開裂樣品。增材制造鎳基高溫合金顯微組織的各向異性導(dǎo)致其力學(xué)性能具有明顯的各向異性，熱處理可顯著改善力學(xué)性能。增材制造鎳基高溫合金的室溫和高溫拉伸性能普遍高于鑄造合金，但低于鍛造合金，部分合金的力學(xué)性能可達到甚至超過鍛件的力學(xué)性能[16，72]。Wang 等[73]對比了激光粉末床熔融成形GH3536 合金與熱鍛GH3536 合金的拉伸性能，發(fā)現(xiàn)激光粉末床熔融成形GH3536 合金的強度高于熱鍛合金，但斷后伸長率小于熱鍛合金。Wang等[74]制備的激光粉末床熔融成形GH3625 合金具有與鍛造GH3625 合金相近的拉伸性能。西北工業(yè)大學(xué)的研究結(jié)果顯示，激光直接熔化沉積GH4169合金熱處理后的力學(xué)性能可滿足鍛件標(biāo)準(zhǔn)[75]。Str??ner 等[76]發(fā)現(xiàn)經(jīng)過均勻化處理后的激光粉末床熔融成形 GH4169 合金同鍛件性能相當(dāng)。激光粉末床熔融成形GH3536 合金經(jīng)固溶（950 ℃保溫3 h 后空冷）與熱等靜壓處理（1125 ℃、110 MPa 保溫4 h 爐冷）后，室溫抗拉強度和伸長率分別可達750 MPa 與45%～50%。隨著測試溫度升高，抗拉強度逐漸下降，但伸長率則基本不變。當(dāng)測試溫度超過600 ℃后，抗拉強度和伸長率均出現(xiàn)下降；但當(dāng)測試溫度升高至815 ℃后，雖然抗拉強度仍然降低，但伸長率卻有所升高[19]。Sanchez-Mata 等[77]的研究結(jié)果表明，GH3536 合金沉積態(tài)的橫向抗拉強度、屈服強度和伸長率分別為924.7、790.2 MPa和25.7%，縱向抗拉強度、屈服強度和伸長率分別為777.1、662.8 MPa 和22.3%；在1177 ℃下保溫2 h 空冷固溶處理后，橫向抗拉強度、屈服強度和伸長率分別為792、384.8 MPa 和50.3%，縱向抗拉強度、屈服強度和伸長率分別為728.3、412.8 MPa 和43.4%。在相同的熱處理制度下，Montero-Sistiaga等[78]的研究結(jié)果顯示，GH3536 合金的橫向抗拉強度、屈服強度和伸長率分別為709.5、325.5 MPa 和44.3%，縱向抗拉強度、屈服強度和伸長率分別為662.2、320.5 MPa 和 44.9%。其研究結(jié)果還表明，GH3536 合金沉積態(tài)的橫向抗拉強度、屈服強度和伸長率分別為787.5、552 MPa 和31.5%，縱向抗拉強度、屈服強度和長伸率分別為494.3、682.2 MPa和 36.9%；經(jīng)800 ℃下保溫2 h 空冷固溶處理后，材料的橫向抗拉強度、屈服強度和伸長率分別為798.1、508.3 MPa 和31.8%，縱向抗拉強度、屈服強度和伸長率分別為728.3、484.4 MPa 和 36.3%[78]。激光粉末床熔融成形GH3625 合金的沉積態(tài)抗拉強度、屈服強度和伸長率分別為（925±13）、（652±10）MPa 和（32±3）%；經(jīng)900 ℃保溫1 h 固溶處理后，抗拉強度、屈服強度和伸長率分別為（869±7）、（567±15）MPa 和（38±1）%；經(jīng)1100 ℃保溫1 h 固溶處理后，抗拉強度、屈服強度和伸長率分別為（886±11）、（409±14）MPa 和（56±5）%。對激光直接熔化沉積GH3625 合金，其沉積態(tài)抗拉強度、屈服強度和伸長率分別（1073±5）、（723±23）MPa 和（26±2）%；經(jīng)900 ℃保溫1 h 固溶處理后，抗拉強度、屈服強度和伸長率分別為（1084±2）、（654±15）MPa 和（27±2）%；經(jīng)1100 ℃保溫1 h 固溶處理后，抗拉強度、屈服強度和伸長率分別為（991±13）、（532±22）MPa 和（43±1）%[79]。圖3～圖5 總結(jié)了部分文獻中增材制造GH3536、GH4169 和GH3625合金沉積態(tài)及經(jīng)不同熱處理/熱等靜壓制度處理的室溫/高溫拉伸性能。可以看到，對于GH3536 與GH3625 合金，熱處理雖然導(dǎo)致了強度下降，但促進了塑性的改善。對于GH4169 合金，熱處理提升了室溫強度，但塑性有所降低。值得注意的是，增材制造鎳基高溫合金力學(xué)性能的偏差較大。即便是同一種材料，不同文獻報道的力學(xué)性能結(jié)果也存在一定差異。這可能與合金內(nèi)部缺陷與顯微組織隨成形工藝與熱處理/熱等靜壓制度的變化有關(guān)。這一現(xiàn)象限制了增材制造鎳基高溫合金的工程應(yīng)用，是現(xiàn)階段亟需解決的問題之一。

圖3 增材制造GH3536 合金室溫及750 ℃伸性能[19，27，73，77-78，80-81]（a）抗拉強度；（b）屈服強度；（c）伸長率；（1）室溫；（2）750 ℃Fig.3 Tensile properties of additively manufactured GH3536 alloy at room temperature（RT）and 750 ℃[19，27，73，77-78，80-81]（a）tensile strength；（b）yield strength；（c）elongation ；（1）room temperature；（2）750 ℃

圖4 增材制造GH4169 合金室溫及650 ℃溫拉伸性能[16，17，48，76，82-94]（a）抗拉強度；（b）屈服強度；（c）伸長率；（1）室溫；（2）650 ℃Fig.4 Tensile properties of additively manufactured GH4169 alloy at room temperature（RT）and 650 ℃[16，17，48，76，82-94]（a）tensile strength ；（b）yield strength；（c）elongation；（1）room temperature；（2）650 ℃

4 增材制造鎳基高溫合金應(yīng)用

目前，增材制造鎳基高溫合金構(gòu)件已在航空發(fā)動機及燃?xì)廨啓C中得到了初步應(yīng)用。在航空發(fā)動機領(lǐng)域，國內(nèi)的中國航發(fā)北京航空材料研究院、中國航發(fā)商用航空發(fā)動機有限公司、北京航空航天大學(xué)、西北工業(yè)大學(xué)、華中科技大學(xué)、中國科學(xué)院金屬研究所、鉑力特等單位對燃油噴嘴、渦流器、預(yù)旋噴嘴等航空發(fā)動機鎳基高溫合金零件的增材制造進行了研究。采用增材制造技術(shù)，可使燃油噴嘴的加工周期由6 周左右縮短至一周以內(nèi)，渦流器的加工周期由一個月左右縮短至3～5 天[1，97]。國際上，賽峰公司采用增材制造技術(shù)成形的鎳基高溫合金渦輪噴嘴通過了歐洲航空安全局認(rèn)證[3]。印度斯坦航空公司制造了 25 kN 發(fā)動機的鎳基高溫合金燃燒室機匣[3]。羅羅公司在進行新一代燃燒室制造時，首先采用增材制造技術(shù)制造8 個燃燒室組件，再通過激光焊將組件焊接成1 個整體（圖6（b））。與傳統(tǒng)工藝相比，采用該技術(shù)路線進行燃燒室加工僅需3.5 個月，加工周期縮短約70%[98]?；裟犴f爾公司利用電子束熔融技術(shù)制備的HTF7000 發(fā)動機管腔，將原有的8 個零件合并為1 個，不但使交貨周期大幅縮短，還降低了制造成本[3]。

圖6 增材制造高溫合金零件（a）增材制造燃油噴嘴組件[97]；（b）增材制造航空發(fā)動機燃燒室[98]；（c）LM9000 燃?xì)廨啓C適配器蓋[99]；（d）Inconel 738 合金發(fā)電機渦輪葉片[102]；（e）SGT-400 燃?xì)廨啓C葉片[103]Fig.6 Additively manufactured superalloy components（a）additive manufactured fuel nozzle components[97]；（b）additively manufactured aero-engine combustor[98] ；（c）bleed air adapter caps of LM9000 gas turbine[99] ；（d）Inconel 738 alloy turbine blades[102]；（e）blades of SGT-400 gas turbine[103]

在燃?xì)廨啓C領(lǐng)域，GE 公司于2021 年采用激光粉末床熔融成形LM9000 燃?xì)廨啓C適配器蓋（圖6（c））取代了原有的鑄造零件。這些零件均為一對一替換，沒有進行重新設(shè)計或零件合并，僅針對增材制造工藝進行了微小調(diào)整。傳統(tǒng)的鑄造零部件通常需要12～18 個月的生產(chǎn)時間，而增材制造僅需要10 個月時間，采用增材制造技術(shù)削減了約35%的制造成本[99-100]。美國橡樹嶺國家實驗室與Solar Turbines 合作，利用電子束熔融技術(shù)制備了Inconel 738 合金發(fā)電機渦輪葉片（圖6（d））。他們計劃后續(xù)利用增材制造技術(shù)成形復(fù)雜內(nèi)部冷卻通道，使渦輪機在更高溫度下運行，以提高發(fā)電效率[101-102]。為改善鎳基高溫合金渦輪葉片的熱傳遞和沖擊冷卻效果，德國西門子公司采用激光粉末床熔融技術(shù)為SGT-400 燃?xì)廨啓C制備了具有復(fù)雜內(nèi)部結(jié)構(gòu)的葉片（圖6（e）），葉片已在1250 ℃下通過了13000 r/min 旋轉(zhuǎn)速度條件下的滿負(fù)荷考核[1,103-104]。2017 年，曼恩機械在MGT6100 燃?xì)廨啓C中使用了增材制造渦輪葉片，率先在世界上實現(xiàn)了復(fù)雜結(jié)構(gòu)增材制造高溫合金渦輪導(dǎo)向葉片的應(yīng)用[105]。

5 總結(jié)與展望

本文綜述了增材制造鎳基高溫合金在組織、缺陷及性能方面的研究進展，并介紹了增材制造鎳基高溫合金零件在航空發(fā)動機及燃?xì)廨啓C中的應(yīng)用情況。可以看到，雖然增材制造鎳基高溫合金在理論研究及工程應(yīng)用方面都已取得巨大突破，但在組織性能調(diào)控及缺陷控制等方面仍存在一定問題，要實現(xiàn)增材制造鎳基高溫合金構(gòu)件在航空發(fā)動機與燃?xì)廨啓C中更廣泛的應(yīng)用，還需在以下方面進一步開展工作：

（1）設(shè)計增材制造專用鎳基高溫合金成分

合金成分設(shè)計要同時考慮材料的使用性能與加工性能，加工工藝對合金成分設(shè)計具有重要影響。目前，增材制造鎳基高溫合金主要使用傳統(tǒng)牌號成分，而傳統(tǒng)鎳基高溫合金的成分是基于鑄造、鍛造等工藝開發(fā)的，并不完全適合增材制造工藝。例如，易開裂是阻礙增材制造鎳基高溫合金應(yīng)用的重要障礙之一，造成這一問題的主要原因是部分牌號鎳基高溫合金的成分在增材制造工藝條件下易形成凝固裂紋及液化裂紋。因此，需要針對增材制造工藝特點進行合金成分設(shè)計，充分發(fā)揮增材制造鎳基高溫合金的性能。

（2）建立增材制造鎳基高溫合金專用熱處理/熱等靜壓工藝

增材制造過程具有高溫度梯度、高冷卻速度和原位熱循環(huán)等特點。與傳統(tǒng)工藝制備鎳基高溫合金相比，增材制造鎳基高溫合金的顯微組織表現(xiàn)出明顯的各向異性，且第二相的種類、含量及分布等也可能存在差異，導(dǎo)致傳統(tǒng)熱處理制度不能完全適用于增材制造鎳基高溫合金。此外，部分牌號鎳基高溫合金在增材制造過程中易形成裂紋，需要進行熱等靜壓處理使裂紋閉合，改善力學(xué)性能。但是，熱等靜壓引起的顯微組織變化可能導(dǎo)致力學(xué)性能惡化。因此，需要依據(jù)增材制造鎳基高溫合金顯微組織與缺陷特點有針對性地建立熱處理及熱等靜壓工藝，改善力學(xué)性能。

（3）開發(fā)單晶高溫合金葉片增材制造技術(shù)

單晶高溫合金具有出色的高溫性能，是制造航空發(fā)動機渦輪葉片的重要材料。目前，單晶高溫合金葉片主要通過定向凝固技術(shù)進行制備。但是，鑄造合金組織粗大、偏析嚴(yán)重、易形成鑄造缺陷，制約了高溫合金性能的充分發(fā)揮。增材制造過程中，熔池具有極高的溫度梯度與冷卻速度，有助于減少成分偏析、疏松以及組織粗大等問題。通過增材制造技術(shù)進行單晶高溫合金葉片制備，可進一步提升其力學(xué)性能。然而，增材制造技術(shù)目前主要用于葉片修復(fù)，尚未用于葉片制造。近年來，有研究發(fā)現(xiàn)使用電子束粉末床熔融技術(shù)及激光光束整形技術(shù)可在多晶合金基體上實現(xiàn)單晶高溫合金制備。這一發(fā)現(xiàn)使得直接使用增材制造技術(shù)進行單晶高溫合金葉片成形成為可能，有必要進行系統(tǒng)深入研究。

（4）發(fā)展增材制造實時監(jiān)測控制技術(shù)

增材制造鎳基高溫合金的顯微組織是在快速凝固及原位熱循環(huán)過程中形成的，熔池的凝固條件及原位熱循環(huán)的升溫/冷卻速率是增材制造鎳基高溫合金顯微組織的主要影響因素，決定了共晶組織、γ 相、γ′相，析出相等的分布、含量及尺寸等特征。此外，增材制造過程的溫度場及應(yīng)力場變化對材料變形開裂具有重要影響。尤其是對于易開裂鎳基高溫合金，需嚴(yán)格控制成形過程溫度場及應(yīng)力場才能獲得成形質(zhì)量良好的零件。同時，粉末及其他雜質(zhì)在成形過程中的飛濺，可能導(dǎo)致未熔合、夾雜、層間開裂等缺陷。因此，有必要發(fā)展增材制造實時監(jiān)測控制技術(shù)，依據(jù)溫度、圖像等信號對工藝參數(shù)進行調(diào)控，提高增材制造鎳基高溫合金成形質(zhì)量穩(wěn)定性。

（5）創(chuàng)新增材制造零件內(nèi)表面處理技術(shù)

由于增材制造是逐層疊加過程，因此構(gòu)件表面通常較為粗糙。雖然通過改進原材料粉末質(zhì)量、調(diào)整成形過程零件擺放位置、優(yōu)化工藝參數(shù)等手段可在一定程度上改善表面質(zhì)量，但無法完全解決表面粗糙問題。因此，增材制造零件必須經(jīng)過表面處理后方可使用。增材制造零件通常具有復(fù)雜的內(nèi)部結(jié)構(gòu)，而現(xiàn)有的表面處理手段（磨粒流、電化學(xué)腐蝕、水射流、振動拋光、噴砂等）難以對復(fù)雜內(nèi)表面進行有效處理，是限制增材制造零件工程應(yīng)用的關(guān)鍵技術(shù)瓶頸之一。因此，需要開發(fā)新的內(nèi)表面處理技術(shù)，促進增材制造零件應(yīng)用。

（6）引入人工智能技術(shù)

人工智能具有強大的數(shù)據(jù)分析處理能力，且自動化程度和工作效率更高。利用人工智能對設(shè)計數(shù)據(jù)進行分析，能突破人類思維限制，進一步實現(xiàn)零件結(jié)構(gòu)的快速優(yōu)化設(shè)計。此外，使用人工智能對增材制造過程中產(chǎn)生的數(shù)據(jù)進行處理，預(yù)測可能產(chǎn)生的缺陷及何時需要對設(shè)備進行維護。不僅可在生產(chǎn)過程中提前對工藝參數(shù)進行調(diào)整，還可減少計劃外停機時間，提高產(chǎn)品合格率及生產(chǎn)效率。同時，采用人工智能對材料數(shù)據(jù)進行挖掘，建立“材料成分-冶金缺陷-力學(xué)性能”關(guān)系，在實驗之前進行成分優(yōu)化篩選，節(jié)約時間和資源，加速增材制造專用鎳基高溫合金成分開發(fā)。因此，有必要將人工智能與增材制造技術(shù)進行結(jié)合，促進增材制造技術(shù)快速發(fā)展。

（7）推動增材制造技術(shù)創(chuàng)新

雖然使用現(xiàn)有增材制造技術(shù)生產(chǎn)的零件已在航空發(fā)動機與燃?xì)廨啓C中實現(xiàn)應(yīng)用，但未來仍需進一步對增材制造技術(shù)進行改進創(chuàng)新，滿足更大的應(yīng)用需求。通過增材制造技術(shù)的發(fā)展，優(yōu)化零件成形精度、改善設(shè)備穩(wěn)定性、提高制造效率。同時，將增材制造技術(shù)與智能制造、數(shù)字化工廠等技術(shù)相結(jié)合，實現(xiàn)增材制造的數(shù)字化轉(zhuǎn)型。此外，還需要考慮環(huán)保和可持續(xù)發(fā)展問題，實現(xiàn)增材制造技術(shù)的綠色化、環(huán)?；⒖沙掷m(xù)發(fā)展化。