盧楠楠1, 郭以沫1,2, 楊樹林3, 梁靜靜1, 周亦胄1, 孫曉峰1, 李金國,1

隨著世界航空工業的高速發展，用于制造航空發動機中熱端部件的鎳基高溫合金得到了廣泛應用，其中鎳基單晶高溫合金由于去除了橫向及縱向晶界，獲得了優異的高溫抗蠕變、抗疲勞及抗腐蝕性能，已成為渦輪葉片的首選材料[1~3]。單晶合金渦輪葉片長期服役于高溫、高壓、高載荷等苛刻環境下，會發生磨損、開裂、掉塊等形式的損傷，導致葉片失效報廢[4,5]。由于單晶葉片的制造成本高昂、制造周期長，國際發動機OEM (原始設備制造商)廠商通常對受損葉片進行修復，以延長其使用壽命的同時大幅降低使用成本。因此，發展單晶渦輪葉片的修復技術具備重要的戰略及經濟意義。

激光增材制造技術憑借其“精準定位、可控增材”的特性及適宜單晶外延生長的超高溫度梯度條件，成為最有前景且綠色高效的單晶渦輪葉片修復技術[6~9]。目前，單晶葉片激光增材修復技術仍面臨兩大瓶頸問題[10~14]：(1) 修復區極易形成雜晶，難以保證單晶完整性；(2) 修復區熱裂紋缺陷頻發。雜晶的存在會顯著惡化單晶高溫合金的高溫力學性能，熱裂紋缺陷則直接導致單晶修復失效，故需首要解決單晶增材修復過程中的熱裂紋問題。研究[15~17]表明，合金中Al和Ti 2種元素的含量總和可以用于衡量該合金的可焊性(熱裂敏感性)，其中Al + Ti含量≥ 4.5% (質量分數，下文除特別注明，均指質量分數)的合金具備很高的熱裂敏感性，通常被看作不可焊的合金。為確保具備足夠的高溫性能，高溫合金中的γ'-Ni3(Al, Ti)強化相含量需要維持在50%~80% (體積分數)[18]，造成合金設計時Al、Ti 2種元素的添加總量高于4.5%，最終導致這類高性能高溫合金具有極高的熱裂傾向。近期，已有多項工作聚焦于IN738[19]、CM247LC[20]、Rene 104[21]等牌號合金的熱裂紋研究，這幾種典型的高性能高溫合金中Al、Ti含量的總和均超過4.5%，以致在焊接過程中均具備極高的熱裂傾向。上述研究表明，熱裂紋通常發生于凝固末期殘留液相薄膜的區域，液相薄膜兩側存在拉應力時導致液膜處發生撕裂并形成裂紋[22]。然而，以上合金均為多晶材料，其顯微組織結構和單晶合金存在較大區別。目前針對高Al、Ti含量單晶高溫合金的熱裂紋研究較少，Wang等[14]和Rong等[23]發現激光重熔DD6和MC2單晶合金中超過16°的晶界處才會形成熱裂紋；Zhou等[7]則對增材制造單晶合金CSU-B1塊體試樣的開裂行為進行研究，發現大角度晶界處的裂紋敏感性更高，還會與析出相有一定關聯。然而，上述單晶裂紋的研究主要圍繞激光表面重熔或者增材制造塊體試樣，缺乏對晶界、應力及析出相等多因素的影響研究。此外，類似于空心葉片的薄壁結構試樣，其與塊體試樣的組織尤其是應力分布特征有顯著差異，這類薄壁結構試樣熱裂機制亦有待揭示。因此，有必要對單晶高溫合金薄壁結構在增材修復過程中的開裂行為及裂紋萌生擴展機制進行深入研究。

本工作針對第二代單晶高溫合金DD432開展激光增材修復研究，分析了單晶高溫合金激光增材修復區熱裂紋及相鄰區域的組織形貌特征，重點探究激光熔池在凝固末期的液膜穩定性、殘余應力分布及元素偏析等因素對熱裂紋的影響規律，進一步揭示熱裂紋形成機制。

1 實驗方法

本實驗選用鎳基單晶高溫合金DD432材料制備的基材和填充粉末，該合金的主要化學成分(%)為：C 0.12~0.18，Cr 4.3~5.6，Co 8~10，W 7.7~9.5，Mo 0.8~1.4，Al 5.6~6.3，Nb 1.4~1.8，Ta 3.5~4.5，Re 3.5~4.5，Ni余量。基材采用高速凝固法(HRS)定向凝固技術制備尺寸為10 mm × 70 mm × 200 mm的單晶試板，為了緩解枝晶間的元素偏析問題，對DD432單晶試板進行了固溶熱處理，熱處理工藝為：1280℃、4 h、空冷(AC) + 1290℃、4 h、AC。隨后，利用線切割將單晶試板切成3 mm × 5 mm × 40 mm單晶基材試樣，利用600號金相砂紙對待修復表面進行打磨并置于丙酮中進行超聲清洗。粉末由Ar氣霧化法制備，粉末粒徑為45~120 μm。在進行單晶合金激光增材修復實驗前，先將粉末放入真空烘干箱完成烘干，溫度80℃、烘干時長24 h。

激光增材修復實驗由中國科學院金屬研究所自主研發的激光定向能量沉積設備完成，設備由CP4000橫軸流CO2激光器、Siemens數控機床、SL400水冷機、送粉器及同軸環形送粉噴嘴構成，實驗全程在Ar氣環境下完成。激光功率設定1200 W，掃描速率0.015 m/s，送粉速率4.5 g/min，激光在基材(001)表面沿[100]方向進行掃描，采用層間往復連續沉積策略。

金相試樣首先利用600~3000號砂紙依次進行打磨，隨后分別利用2.5和1 μm的金剛石拋光液進行拋光，最后應用0.04 μm的硅溶膠懸浮液完成最終拋光。對金相試樣進行腐蝕以分析組織形貌，腐蝕液成分為100 mL H2O + 100 mL HCl + 20 g CuSO4，腐蝕時間10 s。用于取向分析的試樣需要進行電解拋光，拋光液為90 mL C2H6O + 10 mL HClO4，電解拋光溫度-25℃，電流10 mA，電解拋光持續時間30 s。采用DM4M金相顯微鏡(OM)觀察試樣顯微組織，采用配備Oxford能譜儀(EDS)的Apreo2C場發射掃描電鏡(SEM)觀察試樣顯微組織并進行成分分析，其中二次電子(SE)及背散射電子(BSE)像用于表征裂紋及周邊組織形貌。晶體取向信息則通過SEM配備的AZtec EBSD (電子背散射衍射)系統完成獲取，工作電壓20 kV，工作距離15 mm，取向數據檢測的步長設置為1~3 μm，所獲取向數據利用Channel 5軟件進行處理。

2 實驗結果

2.1 沉積區裂紋特征

圖1展示了DD432單晶高溫合金激光增材修復試樣中沉積區的裂紋宏觀形貌，可見近似平行建造方向的3條縱向裂紋。裂紋1最為嚴重，長度達40 mm，并與裂紋2聯合貫穿整個沉積區；裂紋3則位于沉積區的中上區域，裂紋長度接近30 mm。圖2為沉積區內部的裂紋形貌，可以觀察到修復區內部的組織為列狀生長的柱狀樹枝晶組織，局部區域形成了雜晶晶粒。裂紋分布于雜晶的晶界處，呈現出沿晶開裂的特征，同時未發現穿晶斷裂特征。此外，圖2顯示出裂紋源處于相鄰沉積道次之間的界面處，由于相鄰的道次界面區域通常受到后續沉積過程的熱作用，導致該區域的溫度接近甚至超過合金的熔點，引發局部區域發生重熔并促進裂紋的形成?；谝陨狭鸭y形態及分布特征初步判斷沉積區內部的縱向裂紋為熱裂紋。為確定裂紋的類型，需對裂紋的斷口形貌進一步表征。圖3a為縱向裂紋的斷口形貌，可見斷口呈現出近似“糖葫蘆”狀的特征，表明該斷口是由具有發達二次枝晶臂的樹枝晶在枝晶間區域開裂形成的；圖3b進一步展示出裂紋兩側分布著液相薄膜，因此可以證明本實驗中的裂紋類型為熱裂紋。

圖1

圖1   DD432單晶高溫合金激光增材薄壁試樣的宏觀裂紋形貌

Fig.1   Macro-morphology of cracks in the additive manufactured DD432 single crystal (SX) superalloy thinwall specimen

圖2

圖2   沉積區縱截面裂紋微觀形貌的OM像

Fig.2   OM image of micromorphology for longitudinal section cracks in the deposition

圖3

圖3   縱向裂紋斷口形貌及裂紋尖端液膜分布的SEM像

Fig.3   SEM images of longitudinal crack fracture morphology (a) and liquid film distribution at the crack tip (b)

2.2 裂紋源特征分析

圖4為縱向裂紋源尖端區域的組織形貌及取向特征。可以看出，裂紋源周邊區域存在數個細小光滑的圓形孔洞，孔洞尺寸為20~30 μm，如圖4a中箭頭所示，根據上述特征可判斷此類孔洞為氣孔。裂紋源尖端并未發現氣孔或其他缺陷存在，縱向裂紋萌生于呈發散角的2組柱狀晶之間，并沿該發散晶界擴展開裂。圖4b~d分別為沿X、Y、Z 3個方向上的取向分布圖?？梢?，沿Y方向枝晶取向近乎平行[001]晶向(圖4c)，但沿X方向及Z方向則呈現出明顯的顏色差異，即X與Z方向的晶體取向具有明顯的取向差。以沿Z方向為枝晶的主軸方向，從圖4d中可以發現裂紋左右兩側的柱狀晶呈發散生長特征。分別對不同柱狀晶晶界處的取向差進行檢測(具體選取位置及晶界見圖4d)，可以看出，裂紋源處的晶界角度在21.3°~30°之間，屬于發散型大角度晶界。分別在左右兩側額外選取了更大角度的大角度晶界(39.4°、39.7°)，均未發現顯微裂紋萌生。此外，右側柱狀晶區域選取的3.6°及4.2°小角度晶界處亦未發現顯微裂紋的存在；左側柱狀晶區選取的16.8°大角度晶界也未發現顯微裂紋。綜上分析，可以得出在凝固末期熱裂紋在大角度晶界處更容易萌生擴展，而在小角度晶界處或40°以上的大角度晶界處則較難形成。

圖4

圖4   裂紋源區域組織形貌及取向特征

Fig.4   Morphology and orientation characteristics of the crack initiation region

(a) back scattered electron (BSE) image of the crack initiation region

(b-d) inverse pole figures (IPFs) along the X (b), Y (c), and Z (d) directions, respectively

為進一步明晰熱裂紋萌生擴展規律，除了分析晶界角外還需探究殘余應力的影響。圖5為應用EBSD獲得的裂紋源區域局部取向差(KAM)分布圖?；诰w的晶格畸變檢測，KAM圖可以直觀展示待測區域的應變信息云圖，判斷應力分布規律。從圖5可見，裂紋源處的發散大角度晶界存在顯著的應力集中，這里將該區域定義為高應變區，如圖中白色虛線框所示。將圖4d中選取的晶界角位置及角度繪制到圖5中，如橙色標記所示?？梢钥闯?，兩側柱狀晶區內的3.6°及4.2°小角度晶界處均存在應力集中，39.4°和39.7° 2組大角度晶界處則未形成應力集中，其中20°~30°發散晶界處應力集中最為嚴重。盡管小角度晶界處存在應力集中，但是小角度晶界卻無法形成裂紋；40°及以上的大角度晶界雖然熱裂傾向大，但是晶界處無應力集中亦無法形成熱裂紋。

圖5

圖5   裂紋源區域局部取向差(KAM)分布圖

Fig.5   Kernel Average misorientation (KAM) map of the crack initiation region

為了確定熱裂紋的形成是否存在其他影響因素，進一步對裂紋源尖端區域進行分析，如圖6所示。針對圖6a中裂紋源的尖端選取區域進行高倍表征，選取位置如圖6a中虛線框。圖6b為該放大區域的BSE像，利用Channel 5后處理軟件繪制晶界分布圖(如圖6b)，圖中藍色實線代表5°~15°的小角度晶界，紅色實線代表15°以上的大角度晶界。可以看出裂紋萌生于大角度晶界處，小角度晶界處無裂紋形成。圖6c~e分別展示了沿X、Y、Z 3個方向上的晶體取向分布特征，可見圖像中央的完整晶粒與相鄰晶粒間出現了局部開裂的現象，即熱裂紋萌生于該晶界處。對2個晶粒間的取向差進行分析表征，選取位置及晶界角度見圖6e中標注。從圖中可見，2個晶粒間的晶界角度范圍在20°~26°之間，與上述低倍下觀測到的裂紋所處晶界角范圍一致。該區域對應的KAM分布圖顯示出局部裂紋萌生處具有顯著的應力集中，左側區域也存在較為明顯的應力集中。由圖6e和f可見，左側應力集中區域對應3.1°小角度晶界。結合裂紋源區域低倍和高倍的組織取向特征可知，熱裂紋受到晶界角和應力集中的共同作用。當凝固末期形成的大角度晶界處具備高水平的應力集中才會導致熱裂紋的萌生，而有應力集中的小角度晶界處或者無顯著的應力集中的大角度晶界處則不會形成熱裂紋。

圖6

圖6   裂紋源區域局部放大組織及取向特征

Fig.6   Localized amplified microstructure and orientation characteristics in the crack source region (HAGB—high-angle grain boundary, LAGB—low-angle grain boundary)

(a) BSE image of the crack initiation region

(b) enlargement of the selected area in Fig.6a

(c-e) IPFs along the X (c), Y (d), and Z (e) directions, respectively

(f) KAM map of the selected area in Fig.6a

針對裂紋源局部區域進行觀察，發現裂紋萌生區域存在顯著的元素偏析現象。圖7為裂紋源區域(圖6b)的合金元素面分布圖，可以看到Mo、Ta、Nb、Al、C、W等元素在裂紋萌生位置出現顯著的偏聚，而對應位置的Re元素則出現明顯貧化。圖7中元素的偏析呈現出小塊狀或類字母型的特征，表明在裂紋萌生的位置存在富含上述幾種元素的析出相，初步分析可能為碳化物析出相。為證實上述碳化物析出相的假設，對試樣多條裂紋的萌生區域進行EDS檢測，發現均具有相似的析出相特征。圖8為裂紋萌生處的BSE像及EDS分析?？梢?，裂紋萌生處分布白色析出相，形狀為塊狀及近似字母的長條狀，EDS結果(圖8b)表明，白色析出相富集Nb、Ta及C 3種元素，結合其形貌可知白色析出相為MC型碳化物。其他單晶高溫合金的增材制造相關研究工作[24]也證實了MC型碳化物的存在。上述碳化物分布規律表明，碳化物對熱裂紋的形成有一定影響。綜上分析可以得出，單晶高溫合金激光增材修復過程中熱裂紋形成的影響因素主要有晶界角、應力集中及碳化物的分布。

圖7

圖7   裂紋源局部區域元素面分布

Fig.7   Elemental distribution in the crack source region

圖8

圖8   裂紋萌生處的組織形貌的BSE像及EDS分析

Fig.8   BSE image of microstructure (a) and EDS analysis of point 1 (b) near crack initiation

3 分析討論

熱裂紋的萌生及擴展實際上是由應力集中和液相薄膜共同作用的結果[22]，其中液相薄膜的穩定性決定了其在凝固末期的維持時間，液膜穩定性越高則熱裂傾向也相對更高；應力集中則為裂紋萌生和后續擴展提供了驅動力，僅當液膜兩側具備拉應力條件裂紋才可形成；析出相則影響界面結合強度或促進穩定液膜的形成[25]。因此，本節分別從液膜穩定性、應力集中及碳化物析出相3個方向來分析熱裂紋的形成機制。

3.1 液膜穩定性

由于穩定的液膜是熱裂紋形成的必要條件，因此首先探討液膜的穩定性及其影響因素。由于單晶合金在凝固過程中以樹枝晶形態生長，在凝固末期根據固相分數的不同，液相具有3種存在形式[14]：(1) 當固相的體積分數(fs)低于90%時，液相以通道形式存在；(2) 當fs處于90%~94%范圍內，液相以薄膜形式存在；(3) 當fs高于94%直到完全形成固相時，液相以微小液滴形式存在。上述3種形式的液相中，液相以液相通道形式存在時，一旦發生開裂，遠端的液相將對裂紋實現填充完成自愈合；當液相以小液滴形式存在時，固相骨架已完全聯通，殘余應力將通過固相骨架傳遞釋放，同時固相骨架的強度基本與完全固相相似，因此也難以形成熱裂紋；最終只有形成液相薄膜并且液膜兩端存在高水平拉應力才可導致熱裂紋的形成，其對應的固相分數范圍90% ≤ fs ≤94%也被稱為熱裂敏感區間。

前期已有研究[26]發現液膜的穩定性實際上與晶界角度有關，提出了著名的枝晶凝并理論：晶界可分為“排斥”晶界與“吸引”晶界兩大類，當相鄰晶粒間形成“吸引”晶界時，枝晶發生凝并促進液膜轉化為孤立小液滴，因此無法形成裂紋；當相鄰晶粒形成“排斥”晶界時，連續液膜會一直維持到較低的溫度，直到最后全部形成固相為止，這類“排斥”晶界有可能引發熱裂紋的形成。為此，Rappaz等[27]提出了枝晶凝并過冷度ΔTb以衡量液膜的穩定性：

式中，γgb為晶界能；γsl為固/液兩相之間的界面能；ΔSf為材料的熔化熵；δ為溶質擴散層的厚度(取1 nm)。令 式(1)右側等于0，γgb = 2γsl，ΔTb為“吸引”晶界向“排斥”晶界轉變的臨界過冷度；當γgb > 2γsl時，ΔTb > 0，此條件下晶界為“排斥”型，液膜可以維持到更低的溫度條件，可促進熱裂紋的形成；當γgb < 2γsl時，ΔTb < 0，此條件下晶界為“吸引”型，液膜穩定性差以致直接被晶界取代，該情況下不會形成熱裂紋。

由 式(1)可以發現，當材料固定后ΔTb實際上僅取決于γgb，后者則依賴晶界角θ，借助Reed-Shockley位錯理論可以構建γgb與θ的關系[28]：

式中，G為剪切模量；b為Burgers矢量模；$?$為Poisson比；θm為具有最大晶界能的晶界角度。為避免θ > θm時導致 公式(2)無解的情況，這里假設晶界角超過θm時，γgb為常量并與θm對應的最大值相等，計算中θm的值取15° [22]。表1[29~31]列出了計算ΔTb及γgb所需的物理參量，ΔSf應用JMatPro軟件獲得，為1.43685 × 106 J/(K·m3)。經計算最大晶界能γgb為1.207 J/m2。令γgb = 2γsl，可計算出“吸引”晶界與“排斥”晶界之間的臨界晶界角，θc = 2.9°。當晶界角大于2.9°均為排斥晶界，因此，本實驗中所統計的晶界均為“排斥”晶界，具備熱裂傾向。

表1   計算枝晶凝并過冷及晶界能所需的熱物理參數[29~31]

Table 1  Physical parameters used to calculate the undercooling ΔTb and grain boundary energy γgb[29-31]

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為了衡量不同晶界角度對應的液膜穩定性，需要計算液膜可維持的最低溫度，這里可利用下述公式計算獲取“吸引”晶界及“排斥”晶界與凝并過冷度之間的關系[25,27]：

式中，${?}_{\mathrm{b}}^{\mathrm{r}}$為“排斥”晶界的枝晶凝并溫度，${?}_{\mathrm{b}}^{\mathrm{a}}$為“吸引”晶界的枝晶凝并溫度。因為“吸引”晶界在${?}_{\mathrm{b}}^{\mathrm{a}}$發生完全凝并，即對應的fs = 94%[14,26]。因此可利用Scheil方程[32]計算${?}_{\mathrm{b}}^{\mathrm{a}}$：

式中，Tm為合金熔點，Tl為合金的液相線溫度，k為溶質平衡分配系數。DD432合金相應的參數取值如下[29]：Tm = 1726 K，Tl = 1670.15 K，Ts = 1635.15 K，k = 0.61。聯立式(1)~(4)可以獲得${?}_{\mathrm{b}}^{\mathrm{r}}$與θ之間的關系，計算結果如圖9所示。從圖中可知，“吸引”晶界的凝并溫度為1558 K，“排斥”晶界的凝并溫度最低可達1163 K，凝并過冷最大可達395 K。此外，大于2.9°的小角度晶界均為“排斥”晶界，前文檢測的3.6°晶界角雖然有應力集中，經過計算其凝并過冷度僅有56 K，遠小于大角度晶界的凝并過冷395 K。在激光增材制造超快的冷卻速率條件下，小角度晶界處盡管殘留連續液膜，但其維持時間極短，難以保證熱裂紋形成。因此，大角度晶界具有更為顯著的熱裂敏感性。

圖9

圖9   晶界角與枝晶凝并溫度及晶界能之間的關系

Fig.9   Relationships between GB angle (θ) and the dendrite coalescence temperature and GB energy (γgb) (T—temperature, θc—critical transition angle, θm—the angle corresponding to the maximum GB energy, ${?}_{\mathrm{b},\mathrm{m}\mathrm{i}\mathrm{n}}^{\mathrm{r}}$—the minimum dendrite coalescence temperature for a repulsive boundary, ${?}_{\mathrm{b}}^{\mathrm{a}}$—the dendrite coalescence temperature for an attractive boundary, ΔTb—dendrite coalescence undercooling ΔTb,marx—the max dendrite coalescence undercooling)

液膜除了存在于晶界區域，晶粒內部的枝晶間區域也會存在液膜。為此還需分析枝晶間區域液膜的過冷度。由于液膜僅在固相分數為90%~94%區間內，應用 式(4)可計算出DD432合金晶內的枝晶間液膜過冷度為29.58 K，如圖10所示。綜上可知，晶內枝晶間液膜的過冷度(29.58 K)小于小角度晶界(3.6°)處液膜過冷度(56 K)，亦遠小于大角度晶界處液膜過冷度(395 K)，表明晶內液膜、小角度晶界液膜、大角度晶界液膜穩定性依次升高，熱裂紋最容易在大角度晶界處萌生擴展。

圖10

圖10   DD432單晶高溫合金凝并溫度與固相分數之間的關系

Fig.10   Relationships between the solidification temperature and the solid fraction (fs) for DD432 SX superalloys (ΔTDD432—interdendritic liquid film undercooling in DD432 alloy)

3.2 熱裂紋驅動力

類似焊接過程，增材制造過程中沉積區會在熱收縮及凝固收縮作用下形成殘余應力[33]。由于增材制造為多層沉積累加的過程，基材或者已凝固的沉積層會在當前沉積層冷卻過程中受到壓縮作用，而在內部形成壓應力，反之當前凝固的沉積層中將形成拉伸應力。Frenk等[34]證實了增材制造過程中沉積區內部分布有殘余拉伸應力，并指出隨著沉積層數的增加這種拉應力會逐漸增大，直到一定層數后維持穩定。Mukherjee等[35]采用模擬方法計算出增材區內部的應力分布，提出殘余的拉應力主要分布于增材區內部，盡管局部層間會形成壓應力，但整體仍呈現拉應力特征。在此基礎上，一旦增材區的拉應力超過凝固末期的固相與液膜間的強度，熱裂紋便會形成。增材區內部的拉應力驅動熱裂紋的萌生和擴展。對于單道多層沉積的薄壁結構，在平行于激光掃描方向及建造方向的縱截面上的拉應力最為顯著，這也是縱向界面出現嚴重縱向裂紋的原因。

圖5的分析結果表明，應力并不是均勻分布于沉積區內部，而是呈現應力集中現象，即增材修復區內部的拉應力集中才是驅動熱裂紋萌生擴展的本質原因。在凝固過程中，應力會通過固相骨架實現傳遞，一旦遇到液膜便會在該區域形成應力集中，當應力集中超過液膜強度后便會發生撕裂形成熱裂紋[36]。為了快速判斷液膜處的應力集中大小，可通過單個枝晶間液膜的局部應變因子(fstrain)定性分析，具體關系式如下[14]：

式中，λ為樹枝晶的一次枝晶間距(本實驗中λ = 15 μm)，δ取1 nm。應用 式(5)可計算出單一枝晶間液膜的fstrain為15000。沉積區總寬50 mm，如圖1所示。因此，枝晶間的液膜數量約3333個(與柱狀晶區包含的枝晶干數目相同)，經計算得出總fstrain為5 × 107。因此，在凝固末期晶粒內部的枝晶間區域液膜凝固后，如果存在最后一個晶間液膜，沉積區的總應變全部積聚于該液膜區域導致高水平應力集中。因此，大角度晶界處穩定液膜區域會形成高水平應力集中，在應力與液膜2者共同作用下發生開裂形成熱裂紋。

3.3 碳化物析出相的影響

由于DD432單晶高溫合金中含有0.12%~0.18%的C元素，定向凝固及增材制造制備的合金內部均會形成較多MC型碳化物，其形態多呈現魚骨狀或字母狀。依據DD432單晶合金的成分組成，常見的MC型碳化物包括NbC、TaC、MoC、WC等[37]。這與本實驗測得的Nb、Ta、Mo、W、C等元素在晶界處偏析現象一致，進一步證實了本實驗中MC型碳化物分布于裂紋源區域。MC碳化物對熱裂紋的影響主要分為2方面：(1) MC碳化物促進液膜的形成；(2) MC碳化物降低了凝固末期材料的結合強度。

在單晶合金的凝固末期，通常情況下只有固相分數在90%~94%區間內才可形成連續液膜，當固相分數低于90%時，由于晶界處液相通道的存在，遠端液相可以實時填充被拉開的晶界，無法形成液相薄膜。當晶界兩側分布大量MC碳化物時，由于碳化物較高的熔點無法被晶界處液相重熔而完整保留，相反這些碳化物又會阻礙遠端液相的流動，類似“釘扎作用”抑制遠端液相的補縮，最終導致固相分數低于90%條件下也可能形成液膜，提高了熱裂紋形成傾向。

另一方面，碳化物屬于硬脆相，其與基體γ相之間的熱膨脹系數存在顯著差異。因此，在凝固末期的高溫條件下碳化物與基體γ相的界面強度相比γ相之間的界面強度存在一定程度的降低。當該區域有應力集中時，碳化物與基體γ相界面處會優先發生開裂，促進了熱裂紋的形成。

4 結論

(1) 激光增材修復DD432單晶高溫合金表現出很強的裂紋敏感性，沉積區內部形成縱向裂紋，裂紋斷裂面呈現發達枝晶形貌，屬于熱裂紋。沉積區熱裂紋萌生于大角晶界處，裂紋周邊存在顯著的應力集中，同時裂紋源處分布MC型碳化物析出相。熱裂形成由液膜穩定性、應力集中、碳化物析出相3個因素決定。

(2) 液膜穩定性取決于枝晶凝并過冷度，并與相鄰晶粒間的晶界角度密切相關?；赗appaz枝晶凝并理論計算獲得連續液膜形成的最小臨界晶界角θc為2.9°。大角度晶界處的液膜過冷度(395 K)顯著高于小角度晶界(3.6°)液膜過冷度(56 K)及晶粒內部枝晶間區域的液膜過冷度(29.58 K)，沉積區內部的大角度晶界處液膜穩定性最高，最易形成熱裂紋。

(3) 激光增材修復的多層沉積過程導致修復區內部形成殘余拉應力，晶界液膜處呈現顯著應力集中特征。晶界處液膜在兩側拉應力作用下發生撕裂導致熱裂紋萌生，該應力又為后續裂紋沿晶界擴展提供驅動力。

(4) DD432單晶高溫合金快速凝固過程中Nb、Ta、Mo、W、C等元素在晶界處發生偏析，在晶界兩側形成細小魚骨狀MC型碳化物析出相，該析出相對遠端液相形成“釘扎作用”抑制了液體的補縮，提高了晶界處液膜穩定性；此外，晶間碳化物的形成亦會弱化高溫下晶界強度，最終促進熱裂紋的形成。