引言

激光增材制造（Laseradditivemanufacturing，Lam），又稱為激光3d打印，是一種快速發展的先進制造技術。它利用計算機輔助設計cad軟件對目標產品進行建模并分層，控制高能量激光運動軌跡，同時將粉末等金屬或合金原材料進行快速熔凝，通過逐點掃描?逐線重疊?逐層累加的方式，最終獲得三維立體目標產品［1］。Lam技術具有以下優點［2］：（1）能夠制備傳統工藝很難或者無法制備的復雜產品；（2）在小批量產品制備方面有較大優勢；（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同軸固定，保證粉末輸送至激光的焦點位置，如圖1a所示。Lsf技術成形效率較高，在制備大尺寸零件上應用較為廣泛［3］。激光選區熔化（seLectiveLasermeLting，sLm）是一種典型的粉末床激光增材制造技術，首先用刮板將粉末均勻地鋪展在基板上，然后根據規劃好的路徑控制激光將粉末選擇性熔化，成型完當前層的形狀后，用刮板繼續在當前層之上鋪粉，如此往復循環最終獲得立體零件［4］，如圖1ｂ所示。由于需要預置粉末，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量好、精度更高，因此適用于高精度零件的增材制造［5］。

現階段，Lam技術已經廣泛應用于航空航天領域，尤其在航空發動機中高溫合金結構件的快速制造和修復方面具有不可替代的作用。inconeL718高溫合金具有優異的蠕變強度和疲勞強度，較高的屈服強度、抗拉強度以及斷裂強度，良好的耐熱腐蝕性能和焊接性。其可用來制備發動機轉子、機翼、支撐結構和壓力容器等，使用比重可達航空發動機總重量的30％以上［6］。隨著航空技術的快速發展，利用Lam制造inconeL718復雜結構零部件的需求日益增長［7］。

調研發現，inconeL718高溫合金是目前應用Lam技術最多的合金之一。圖2展示了2012—2019年間Webofscience收錄的采用Lam技術制備inconeL718高溫合金的sci論文數量?？梢钥闯?，論文數量呈現逐年遞增的趨勢，說明激光增材制造inconeL718高溫合金受到了越來越廣泛的關注。因此，本文對Lam技術制備inconeL718高溫合金的顯微組織結構和力學性能等方面的研究進展進行了綜述。

1、inconeL718高溫合金的成分與相結構

inconeL718是一種鎳基高溫合金，傳統鑄鍛制備的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）或等離子體旋轉電極（PLasma?rotatingeLectrodeProcess，PreP）兩種方法來制備，表2列舉了不同文獻報道的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中傳統鑄鍛inconeL718高溫合金的成分范圍一致?？紤]到在Lam過程中，激光能量密度大，瞬時溫度超過2500Ｋ，可能導致部分元素揮發（尤其是aL等），引起合金成分變化。李珠玲［9］對sLm制備的inconeL718合金主要元素的揮發情況進行了研究，發現cr、ni、fe的揮發速率依次降低，當溫度達到2100Ｋ后，cr元素的揮發速率開始增加。但是JuiLLet等［10］發現采用Lam制備的inconeL718合金成分與傳統鑄鍛的inconeL718合金成分非常接近?？傮w而言，Lam過程中的元素成分變化情況，以及成分對材料的相組成、組織結構與力學性能的影響尚未引起人們的廣泛關注，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。此外，Lam制備的inconeL718合金的抗拉強度和屈服強度介于傳統鑄鍛合金之間（詳見3.1節），說明在Lam成型工藝中采用傳統鑄鍛合金成分的inconeL粉末是可行的。

由于合金元素種類多，inconeL718高溫合金中的相結構比較復雜，其種類和形貌與加工方式密切相關。inconeL718合金基底相為面心立方（face?centeredcuｂic，fcc）結構的γ相，為ni的固溶體，富含mo、co、cr和fe等元素。inconeL718合金中的強化相有兩種，即體心四方（Ｂodｙ?centeredtetragonaL，Ｂct）結構的γ″?ni3（nｂ，ti，aL）相和簡單立方結構的γ′?ni3（ti，aL）相。其中γ″相為主要強化相，γ′相的強化作用遠小于γ″相，這是因為γ′相的體積分數只有γ″相的1/4左右［16］。一般地，γ″和γ′強化相與γ基底之間存在嚴格的立方?立方取向關系（cuｂe?on?cuｂeorientationreLationsｈiP）［17］，即（001）γ″/γ′∥（001）γ，且［001］γ″/γ′∥［001］γ。同時，inconeL718合金中還存在一些拓撲密堆（toPoLogicaLLｙcLose?Pacｋed，tcP）相，如δ相和Laves相［1８］等。δ相與γ″相成分相同，但為正交結構；盡管在熱力學上，δ相比γ″相穩定，但δ相的形成會導致γ″相含量的降低，對inconeL718合金強度產生不利影響，因此應盡量避免δ相的形成［1８?19］。Laves相硬而脆，在受力時容易開裂或在Laves相/基底界面處萌生裂紋，導致合金韌性降低。由于tcP相一般都為低熔點相，偏聚在枝晶間或晶界處，在Lam過程中容易產生液化裂紋（Liｑuationcracｋing），對焊接性能不利［20］。此外，inconeL718合金中還存在一些碳化物，碳化物以mc型（nｂc結構）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生，即一次（Primarｙ）mc碳化物，但與基底沒有明顯的取向關系；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?立方取向關系［21］。以上相結構的晶體結構信息、成分和取向關系均總結于表3中［16，21?22］。

2、激光增材制造inconeL718高溫合金的跨尺度組織結構

Lam成型過程可以看作多個小熔池重復累加的過程，而熔池溫度場決定了熔池的凝固特性，最終使Lam得到的組織結構（如：熔合線、晶界、小角晶界、枝晶/胞晶、元素偏析、位錯、析出相等）呈現出跨尺度分級結構（ＨierarcｈicaLLｙｈete?rogeneousstructure），如圖3所示，這種結構會對合金的力學性能產生顯著影響［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，凝固組織的形貌會依次呈現出平面晶、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］。由于基板相當于一個吸熱裝置，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厚度為幾到幾十微米的平面晶區，接著出現胞晶和枝晶［2８］。

由于熔池溫度場分布的不均勻性，胞晶和枝晶組織可能同時存在一個熔池中，如圖4a所示；凝固組織中胞晶和枝晶的相對含量也通過改變激光能量密度來調控（圖4ｂ）［29］。由于存在優先生長晶向（〈001〉方向），胞晶和枝晶容易沿著最接近熱流方向的某個〈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。為了進一步優化工藝參數，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，應在等軸晶區選取其工藝參數。

Lam是一個快速凝固的非平衡過程，冷卻速率一般高達10³～10⁴Ｋ/s，比傳統的鑄造工藝（100～102Ｋ/s）高2—4個數量級，使得Lam合金的凝固組織更加細小。需要強調的是，高冷卻速率會嚴重抑制枝晶二次枝晶臂的發展，但往往很難明確區分枝晶和胞晶，因此常常將其統稱為胞狀組織（ceLLu?Larstructure）［32］。對于枝晶，其尺寸可以通過一次枝晶臂間距來衡量；而對于胞晶，其尺寸可以采用相鄰兩個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）或凝固時間（t）之間滿足如下經驗公式［2，33］：

式中：a、ｂ和n是與材料相關的常數。

由于粗大胞晶/枝晶的比表面積較小，當冷卻速率減小或凝固時間延長時，胞晶/枝晶的尺寸逐漸增大，同時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，導致沉積層不同高度處的凝固組織尺寸產生差異。

Liu等［34］研究采用Lsf技術制備的inconeL718合金時發現，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（如激光束斑尺寸、掃描速率、激光功率等）會對沉積層的組織形貌產生顯著影響。肖輝［33］發現，在恒定掃描速率下，當激光功率增加時，λ會增大；而同時增加激光功率與掃描速率時，λ又會減小。為了描述工藝參數對λ的影響規律，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?？梢钥吹?，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，同時分配系數Ｋ＜1的溶質元素（如nｂ、ti、c、Ｂ等）不斷被排擠至枝晶間液相中，產生成分過冷和枝晶偏析，因此枝晶間的區域往往會產生大量低熔點共晶相。一般地，如圖6a所示，首先發生共晶反應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元素繼續富集，并在凝固的最后階段發生L→γ＋Laves共晶反應，導致大量的γ/Laves共晶生成（圖6ｂ）。在Lam多層沉積過程中，每一沉積層都會經歷一系列劇烈加熱和冷卻的短時熱循環，這些復雜的熱循環對底部沉積層產生瞬態熱處理效應，使枝晶間共晶產物進一步發生固態相變，析出δ相以及碳化物等（圖6c）［22］。cｈen等［3８］發現，隨著沉積層高度的增加，γ/Laves共晶發生重熔，使得產生Laves相的低熔點液體體積增加，最終導致枝晶間Laves相的含量也逐漸增加。此外，共晶產物在熱循環過程中發生溶解使nｂ元素再分配，進一步影響γ″相的形貌和分布。tian等［37］采用Lsf技術制備inconeL718合金時發現：第一層沉積層主要由γ枝晶和枝晶間富nｂ共晶產物組成；在沉積第二層時，第一層內的低熔點共晶產物會發生重熔，nｂ元素向周圍枝晶間區域和枝晶干擴散，同時γ″析出相會優先在共晶產物附近析出，進而在枝晶間區域大量析出；在多層沉積過程中，底部沉積層在熱循環作用下，開始在枝晶干區域析出γ″相，而枝晶間區域中的γ″相在熱循環作用下其尺寸不斷長大，最終導致沉積層中γ″析出相在枝晶間和枝晶干中出現尺寸不均勻分布的現象，如圖6d所示。

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

當局部冷卻速率較大時，nｂ元素的偏析時間較短，形成的Laves相尺寸較小，含量也較低；當局部冷卻速率降低時，nｂ元素便有充分的時間進行偏析，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域，枝晶間形成的Laves相多呈細小分散的“島狀”［36?37］。為了減少Laves有害相的析出，可通過優化Lam工藝參數來調控Laves相含量。Parimi等［39］發現，激光功率較低時，形成的Laves相尺寸為1～2μm；而激光功率較高時，形成的Laves相尺寸可增加數十倍，這與ma等［29］的研究結果一致，即Laves相的尺寸和體積分數與能量輸入的大小呈正相關。Ｘiao等［12］發現，在其他條件一致的前提下，采用連續加工模式時，nｂ元素的偏析更嚴重，形成的Laves相更加粗大；采用準連續加工模式時，Laves相則呈細小分散形態。

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℃進行熱處理時，δ相可在大角晶界（取向差大于15°）處形核，且在900℃時其含量達到最大值［39］。δ相的溶解溫度在1010℃左右，當熱處理固溶溫度超過1000℃時，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″強化相，有利于提高試樣的力學性能［19］。

2.3晶粒結構

在Lam的inconeL718合金的過程中，移動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沉積層的柱狀晶結構［40］。對于fcc合金而言，晶粒生長規律主要與局部熱流方向和fcc基體的〈001〉擇優生長方向有關。通常，晶粒在平行或近似平行最大熱流方向的其中一個〈001〉方向能夠快速生長，導致大部分柱狀晶粒擁有一個共同的〈001〉晶體學取向，形成典型的凝固織構［41］。

因此，熔池幾何形狀會對晶粒生長規律產生顯著影響［2］。在Lam過程中，通過調控工藝參數（如激光功率、離焦量、束斑直徑、掃描速率、基板預熱溫度等）可改變熔池溫度場空間分布，從而實現熔池幾何形狀的調控。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縱向生長，形成類似于定向凝固的晶粒結構，即大多數晶粒的〈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，晶粒會根據溫度梯度調整生長方向，形成類似于激光匙孔（ＫeｙｈoLe）焊縫中的晶粒結構［2］。

基于以上原理，Ｗei等［42］采用有限元模擬預測了掃描策略對Lsf的inconeL718合金中晶粒生長方向的影響規律。

采用單向掃描時，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，如圖８ｂ所示，最大熱流方向在每一沉積層來回交替，導致每一層晶粒生長方向關于沉積方向交替對稱。dinda等［41］的實驗也得出相同的結果，如圖８c所示，利用Lsf單向掃描時，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（fiｂerteｘture）；當采用雙向掃描時，如圖８d所示，相鄰兩沉積層中枝晶生長方向近似垂直且關于沉積方向對稱，產生逐漸粗化的“之”字形晶粒結構，最終獲得立方織構（cuｂicteｘture）。

采用sLm工藝制備的inconeL718合金往往會形成平行于沉積方向的條帶狀晶粒和典型的立方織構［43］。由圖9a、ｂ可知，對于大部分晶粒，掃描方向平行于［001］，沉積方向（Ｂd）和側向（td）分別平行于［110］和［110］。這種晶粒結構與熔池形狀和枝晶生長方式密切相關，其形成規律可以用圖9c來表示，合理控制sLm工藝可形成窄而深的熔池。在遠離熔池中心線區域，枝晶垂直于熔池界面生長，與沉積方向呈約45°夾角（區域a）；而熔池中心線附近區域，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，可發展成多層外延的柱狀晶（區域Ｂ）。因此，最終形成條帶狀分布的晶粒結構和立方織構，這種現象在sLm的316L不銹鋼中也普遍存在［44］。

另外，通過調控工藝參數改變熔池形貌可以獲得梯度分布的晶粒結構。如圖10a所示，PoPovicｈ等［45］分別設置功率250Ｗ、掃描速率700mm/s（區域c）和功率950Ｗ、掃描速率320mm/s（區域d）來調控熔池幾何形狀，獲得了梯度分布的晶粒結構（圖10d）。在區域c中，窄而深的熔池（圖10ｂ）導致了取向隨機且尺寸細小的等軸晶形成，而區域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，合理調控Lam工藝參數，可以實現梯度晶粒結構和異質結構金屬材料的定制化設計。

2.4殘余應力與微觀缺陷

在Lam層沉積過程中會產生大量殘余應力，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生殘余應力的重要因素；（2）熱膨脹：inconeL718合金的熱膨脹系數約為1×10⁵Ｋ^－1，溫度急劇升高與降低過程會導致熱應變超過合金的彈性應變極限（基板與沉積層的熱膨脹系數不一致也導致殘余應力的產生）。圖11展示了激光增材制造inconeL718高溫合金中殘余應力的分布特征。從宏觀層面來說，Lam過程的快速升溫與冷卻會導致熱應力與凝固收縮現象產生。圖11a、ｂ分別展示了采用Lsf與sLm工藝制備inconeL718合金時殘余應力的宏觀分布。從圖11a中不難看出，對于Lsf多層沉積后，部分重熔與熱累積效應，導致在沉積層頂端沿著掃描方向會產生巨大拉應力，而在基板熱影響區中則會產生巨大壓應力；沿著側向，相鄰沉積層之間存在殘余拉應力和壓應力交替出現的現象，這是由相鄰沉積層間的凝固收縮引起的；當沿著沉積方向時，殘余應力在沉積層和基板熱影響區中都以壓應力為主［46］。對于sLm工藝［47］，從圖11ｂ中可以看出，其殘余應力分布與Lsf工藝的略有差異，尤其是沿著掃描方向和側向的應力分布，這可能與兩種工藝參數的差異有關。從微觀層面看，局部殘余應力超過合金的屈服強度，從而導致局部產生塑性變形和位錯。由于inconeL718合金在Lam過程中主要以枝晶生長方式凝固成型，枝晶間區域作為最后凝固階段，凝固收縮應力與枝晶間析出相析出的相變應力相互疊加使得枝晶間區域往往存在高密度位錯（圖11c）和殘余應力，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過程產生的殘余拉應力會對合金的疲勞持久性能以及耐蝕性等產生不利影響，還可能導致熱裂紋的形成。為了降低殘余應力，多采用工藝參數調控［49］和基板預熱［50］等方法，盡管這些方法在一定程度上能降低殘余應力，但無法完全消除殘余拉應力。因此，還需通過一定的后處理工藝，改變合金中殘余應力的分布狀態，提高合金的力學性能。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）對沉積態（as?ｂuiLt）inconeL718合金的殘余應力分布的調控，可以看到這些表面處理技術都可以使殘余拉應力轉變為殘余壓應力，但各技術產生的殘余壓應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相比，激光沖擊強化（LasersｈocｋPeening，LsP）能夠更有效地增大殘余壓應力的幅值和影響深度，提高合金的力學性能［52］。

3、激光增材制造inconeL718高溫合金的力學性能

3.1拉伸性能

前已述及，與傳統鑄造或鍛造工藝相比，Lam的inconeL718合金在顯微組織結構方面具有顯著差異，因而其力學性能與傳統鑄態或鍛造態也有所不同。大量研究表明，采用Lam技術制備的試樣，在室溫下進行拉伸測試時，其強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是一個快速加熱與冷卻的過程，因此得到的晶粒尺寸更加細小，強度也更高；而與鍛件相比，Lam試樣中較高的孔隙率以及較低的γ′、γ″強化相含量則是其強度低于鍛件的主要原因。同時，不同Lam工藝得到的試樣，其性能也會有所差異。相比于Lsf技術，sLm加工過程的激光掃描速率更大，試樣的晶粒尺寸更加細小，因此其抗拉強度和屈服強度更高。

由于Lam試樣中存在顯著的織構以及大尺寸的柱狀晶粒結構，其力學性能表現出各向異性。當拉伸測試的加載方向沿著沉積方向時，試樣的屈服強度和抗拉強度更低，延展性更高；而當拉伸加載方向垂直于沉積方向時，則會得到相反的結論［53］。Liu等［54］發現，試樣力學性能的各向異性與泰勒因子（taｙLorfactor）的大小相關。晶粒在變形過程中的相對強度通常和它們的泰勒因子有關，相對較軟的晶粒具有較小的泰勒因子；而測得的泰勒因子越大，表明其變形抗力越大。因此通過計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合金的強度也與強化相γ′和γ″的析出行為有關。由2.2節可知，在多層沉積過程中，下層沉積層由于受到多次循環熱處理而析出了密度更高、尺寸更大的γ′和γ″強化相，但頂部區域在快速凝固過程中沒有析出γ′和γ″強化相，所以樣品中下部區域強度更高。另一方面，Laves有害相對試樣的力學性能有顯著影響。當Laves相含量較高時，形成γ″強化相所需的nｂ含量不足，試樣的強度較低。此外，在熱累積和復雜溫度場的影響下，Laves相在樣品不同沉積層的分布及形貌也不同，這也會導致強度及延展性分布不均勻［36］。

孔隙等凝固缺陷也會對試樣的力學性能產生不良影響。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度。ma等［29］發現，保持其他條件不變而降低輸入的能量密度，會導致孔隙率的增加，使合金的力學性能變差。

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］發現沿著沉積方向，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］發現，Lam試樣中、下部硬度相當，分別為3８5Ｈv、3８1Ｈv，但在頂部區域則為29８Ｈv，這與γ′和γ″強化相的吸儲行為有關。

同樣地，Lam工藝參數（如掃描策略、輸入能量等）也對試樣硬度有顯著影響。stevens等［70］發現，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，強化相γ″中nｂ含量降低，從而使試樣硬度降低。amirJan等［71］發現，保持其他條件不變，采用連續掃描時，得到的組織更加細小，強化相含量和硬度值更高；而采用“島狀”掃描時，能夠釋放更多的殘余應力，從而使試樣硬度降低。

4、結語與展望

相較于傳統鑄造、鍛造技術，Lam技術因其自由設計、近凈成型等獨特優勢，在制備inconeL718高溫合金復雜精密零件方面具有廣泛的應用前景。鑒于采用Lam技術的材料內部組織結構表現出與工藝參數密切相關的跨尺度特性，且決定了材料的宏觀力學性能，構建“工藝參數?顯微組織結構?力學性能”本構關系，是實現inconeL718合金的控型控性增材制造的基礎。

Lam的inconeL718材料中往往出現多級分層結構，如熔合線、晶界、小角晶界、枝晶/胞晶、元素偏析、位錯、析出相等，這些組織結構對力學性能產生重要影響。Lam的快速冷卻過程導致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。凝固枝晶/胞晶的競爭生長往往導致顯著的大尺寸柱狀晶粒和織構的形成，引發合金力學性能的各向異性。為此，借助其他技術手段，如利用原位超聲處理細化晶粒［72］或增加輔助熱源［73］調控溫度場分布，抑制柱狀晶生長，從而能夠實現inconeL718高溫合金力學性能的均勻性。此外，γ″和γ′相組成元素在枝晶/胞晶間區域偏析，使得枝晶間產生Laves相和mc碳化物等共晶產物，在層層累積的熱循環影響下不斷發生固態相變。固態相變應力與熱應力疊加導致最終形成的材料內部存在較大的殘余拉應力，對其持久性能不利，因而對于Lam制備的inconeL718合金，還需要對其應力狀態進行調控，比如利用激光沖擊強化等先進表面處理技術改善合金表層的應力狀態，從而實現合金力學性能的有效提升。總之，必須從顯微組織結構的形成和演化規律入手，結合Lam工藝參數調控和后處理技術，實現inconeL718合金的高質量增材制造。

參考文獻

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.選區激光熔化in718合金的成分變化規律.碩士學位論文，哈爾濱工業大學，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.材料導報：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.材料導報：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化機理研究.博士學位論文，上海交通大學，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，ＷussＱ，ＫｈairaLLaｈsa，etaL.actamateriaLia，2017，12８，197.

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

2017（incｈinese）.

肖輝.激光增材制造inconeL718合金凝固組織調控及機理研究.博士學位論文，湖南大學，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柱狀晶向等軸晶轉變、熱裂紋和再結晶的機理研究.博士學位論文，西安交通大學，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，Ｗus，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月畢業于攀枝花學院，獲得工學學士學位。現為長安大學材料科學與工程學院碩士研究生，在郝建民教授及李堯博士的指導下進行研究。目前主要研究領域為激光增材制造鎳基高溫合金。

李堯，長安大學材料科學與工程學院講師，碩士研究生導師。201８年6月獲得西安交通大學材料科學與工程專業博士學位。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性能本構關系的研究，同時致力于同步輻射先進表征技術在材料學科的應用與軟件開發。目前在國外學術刊物上發表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，獲得已授權計算機軟件著作權2項。