王文權(quán),王蘇煜,陳飛,張新戈,,徐宇欣

選區(qū)激光熔化(selective laser melting，SLM)是一種基于計算機輔助設(shè)計(computer aided design，CAD)等軟件構(gòu)造出零件的三維模型，在移動激光束的作用下，選擇性地將金屬粉末逐層熔化進(jìn)而形成金屬零件的3D打印技術(shù)[1~3]。SLM工藝適合制造具有復(fù)雜幾何形狀的高精度金屬零件，已經(jīng)成為增材制造領(lǐng)域中最具發(fā)展前景的技術(shù)[4,5]。在SLM過程中，每層金屬粉末在激光束作用下快速熔化后凝固，經(jīng)歷了復(fù)雜的加熱和冷卻循環(huán)作用，因此，需要系統(tǒng)研究金屬材料SLM成形的組織特征和性能，為其工程化應(yīng)用提供理論基礎(chǔ)[6,7]。

Inconel 718 (IN718)合金是一種時效強化的鎳基高溫合金，其基體相為fcc結(jié)構(gòu)的奧氏體γ相，且強化相包括D022型體心四方晶系γ$″$相(Ni3Nb)和γ′相(Ni3(AlTi))以及D0a型正交晶系δ相(Ni3Nb)。該合金在高溫下具有良好的抗氧化、耐腐蝕和優(yōu)異的力學(xué)性能，被廣泛應(yīng)用于航空航天、石油化工和核工業(yè)等領(lǐng)域[8~10]。IN718合金具有良好的焊接性，而SLM過程可視為多層多道焊接工藝，非常適合進(jìn)行IN718合金制備。目前，關(guān)于SLM工藝成形鎳基高溫合金的研究報道[6,11~14]主要集中于工藝參數(shù)優(yōu)化和后續(xù)熱處理對合金組織性能的影響。近年來，通過碳化物、硼化物等硬質(zhì)陶瓷顆粒增強SLM成形鎳基高溫合金的研究逐漸引起關(guān)注[15]。Yao等[9]研究發(fā)現(xiàn)，由于納米TiC的晶粒細(xì)化和位錯釘扎作用，SLM成形的TiC/IN718復(fù)合材料抗拉強度比IN718合金高130 MPa。Nguyen等[16]采用SLM工藝制備了不同WC含量的WC/IN718復(fù)合材料，研究發(fā)現(xiàn)，WC顆粒與基體形成良好的界面結(jié)合，WC質(zhì)量分?jǐn)?shù)為10%時抗拉強度達(dá)到1287 MPa。Zhang等[17]采用SLM成形了TiB2/Inconel 625復(fù)合材料，分析發(fā)現(xiàn)，微米級TiB2顆粒加入使Inconel 625中柱狀晶轉(zhuǎn)變?yōu)榧?xì)小樹枝晶，顯著提高Inconel 625合金的顯微硬度。相比于其他的陶瓷顆粒增強相，TiN不僅具有高硬度、耐高溫、耐磨損和耐腐蝕等性能，還兼具一定的韌性以及化學(xué)穩(wěn)定性[18,19]。然而，關(guān)于TiN陶瓷顆粒增強SLM成形IN718合金的研究還鮮有報道。

本工作采用SLM工藝制備TiN陶瓷顆粒增強的TiN/IN718復(fù)合材料，并分別進(jìn)行直接時效、固溶時效和均勻化 + 固溶時效等3種熱處理工藝，對比分析成形態(tài)的IN718合金與TiN/IN718復(fù)合材料以及不同熱處理狀態(tài)下的TiN/IN718復(fù)合材料的組織特征和性能，為SLM增材制造鎳基高溫合金的復(fù)合材料提供理論依據(jù)。

1實驗方法

選用尺寸介于17~54 μm之間的氣霧化球形IN718合金粉末以及尺寸介于10~30 μm的TiN粉末作為原材料。將粉末材料在真空干燥爐中加熱到150℃后干燥4 h，然后在YXQM-2L立式行星球磨機中將97% (質(zhì)量分?jǐn)?shù)，下同)的IN718合金粉末和3%的TiN粉末混合4 h，隨后通過JT-51B振蕩器對混合粉末進(jìn)行粒度篩選，去除團聚粉末。IN718合金粉末的化學(xué)成分為：Cr 18.03，F(xiàn)e 17.84，Mo 2.82，Nb 5.26，Al 0.45，Ti 1.02，Mn 0.22，Ni余量。

實驗采用NCL-M 2120型SLM設(shè)備，該設(shè)備的光纖激光器最大功率為200 W，聚焦光斑直徑為40 μm。成形前將基板預(yù)熱至180℃，且成形過程在高純Ar氣保護氣氛下進(jìn)行。掃描采用圖1所示的“條形掃描策略”，每個條形區(qū)域的寬度為4 mm，其中的平行箭頭代表激光掃描路徑，激光沿著掃描路徑進(jìn)行逐條逐區(qū)逐層掃描，相鄰層間的掃描路徑夾角為67°。通過對比致密度與表面質(zhì)量，優(yōu)化的SLM制備TiN/IN718復(fù)合材料的主要工藝參數(shù)為：激光功率150 W，激光掃描速率550 mm/s，搭接率45%。

圖1

圖1選區(qū)激光熔化(SLM)掃描策略示意圖

Fig.1Schematic of selective laser melting (SLM) scanning strategy (The red and blue parallel arrows represent the laser scanning path of theNth and (N +1)th layers, respectively)

使用TL-1400真空熱處理爐，選擇3種標(biāo)準(zhǔn)熱處理工藝對SLM成形的TiN/IN718復(fù)合材料進(jìn)行熱處理[20~22]：(1) 雙時效(double aging，DA)，720℃保溫8 h + 50℃/h爐冷到620℃保溫8 h、空冷；(2) 固溶時效(solution-double aging，SA)，980℃保溫1 h、水冷 + 720℃保溫8 h + 50℃/h爐冷到620℃保溫8 h、空冷；(3) 均勻化 + 固溶時效(homogenization-solution-double aging，HSA)，1070℃保溫1.5 h、空冷 + 980℃保溫1 h、水冷 + 720℃保溫8 h + 50℃/h爐冷到620℃保溫8 h、空冷。

采用Scope Al型光學(xué)顯微鏡(OM)、VEGA3掃描電鏡(SEM)及其附帶的Oxford Aztec能譜儀(EDS)、D/Max 2500PC型X射線衍射儀(XRD)對TiN/IN718復(fù)合材料的微觀組織、成分和物相進(jìn)行分析，且組織觀察與XRD分析的作用面均為試樣垂直截面。采用HVS-1000ZDT顯微硬度儀、MTS 810試驗機及CSM摩擦磨損試驗機對試樣力學(xué)性能進(jìn)行測試，并利用SEM觀察拉伸試樣的斷口形貌。顯微硬度測試選用載荷為200 g，載荷加載時間為10 s，每個試樣測試20次得到平均顯微硬度。拉伸測試樣品為側(cè)臥式單獨打印成形樣品，表面與水平面垂直，對表面進(jìn)行磨削，應(yīng)變速率為0.5 mm/min，測試5個試樣并取平均值。摩擦磨損實驗選用直徑6 mm的Al2O3陶瓷球為摩擦對偶，法向載荷為8 N，實驗測試單程為90 m，測試時間為30 min；采用MFT-R4000高速往復(fù)摩擦磨損試驗儀擬合磨痕輪廓特征。

2實驗結(jié)果與分析

2.1 IN718合金與TiN/IN718復(fù)合材料SLM成形態(tài)組織

IN718合金粉末和TiN粉末的SEM像如圖2所示。可以看到IN718合金粉末表面較為光滑，整體呈球狀，而TiN粉末均為不規(guī)則塊體。圖3為SLM成形IN718合金和TiN/IN718復(fù)合材料的組織。可以看出，SLM成形IN718合金呈典型的魚鱗狀結(jié)構(gòu)，由于SLM工藝的層間錯開67°，因此熔道之間相互交疊，截面形貌不一致(圖3a)。SLM成形TiN/IN718復(fù)合材料試樣中，TiN顆粒均勻彌散分布于IN718基體，并與基體結(jié)合良好，試樣內(nèi)部無孔洞及裂紋(圖3b)。與IN718合金不同的是，TiN/IN718復(fù)合材料的枝晶長度相對較短，這是由于在激光作用下IN718粉末熔化產(chǎn)生的熱量在傳導(dǎo)過程中遇到未熔化的TiN顆粒，熱擴散和晶粒生長受到阻礙。

圖2

圖2IN718合金粉末和TiN顆粒的SEM像

Fig.2SEM images of IN718 alloy powders (a) and TiN particles (b)

圖3

圖3SLM成形IN718合金和TiN/IN718復(fù)合材料的OM像

Fig.3OM images of SLMed IN718 alloy (a) and TiN/IN718 composite (b)

SLM成形IN718合金和TiN/IN718復(fù)合材料的EBSD晶粒取向分布圖如圖4所示。可見，2個試樣的晶粒主要取向均為<001>方向，其次為<011>方向，但TiN/IN718復(fù)合材料試樣中細(xì)小晶粒所占的比例更大，柱狀晶粒更為細(xì)長，TiN顆粒的加入明顯細(xì)化了試樣的晶粒。SLM過程中，未熔化的TiN顆粒的粗糙表面為IN718合金粉末的熔池凝固提供了異質(zhì)形核點，有利于非均勻形核，細(xì)化了TiN/IN718復(fù)合材料晶粒。

圖4

圖4SLM成形IN718合金和TiN/IN718復(fù)合材料的EBSD晶粒取向分布圖

Fig.4EBSD grain orientation distribution maps of SLMed IN718 alloy (a) and TiN/IN718 composite (b)

2.2熱處理對SLM成形TiN/IN718復(fù)合材料組織及相結(jié)構(gòu)的影響

圖5為SLM成形態(tài)及3種熱處理態(tài)TiN/IN718復(fù)合材料試樣組織的OM像。可見，經(jīng)過不同熱處理，試樣的組織產(chǎn)生較大差異。SLM成形態(tài)的TiN/IN718復(fù)合材料試樣魚鱗狀形貌明顯，熔化道邊界產(chǎn)生的偏析較為嚴(yán)重(圖5a)。DA熱處理工藝的溫度較低，不能消除熔化道邊界產(chǎn)生的偏析，但TiN的加入使試樣經(jīng)過DA熱處理后出現(xiàn)了大量的柱狀晶組織，具有較強的取向性(圖5b)。SA熱處理的溫度達(dá)到980℃，能夠使SLM成形態(tài)試樣中的偏析相發(fā)生部分固溶(圖5c)。HSA熱處理的最高溫度為1070℃，相當(dāng)于對試樣進(jìn)行完全固溶處理，試樣發(fā)生完全再結(jié)晶(圖5d)。HSA處理態(tài)復(fù)合材料的晶粒呈分層現(xiàn)象，層之間的TiN附近存在更為細(xì)小的晶粒，這與試樣中不均勻的應(yīng)力分布有關(guān)，在其他激光增材制造工藝中也有類似的結(jié)果。Liu等[23]研究了激光立體成形 IN718合金的組織及殘余應(yīng)力，結(jié)果表明，激光立體成形過程中快速加熱和冷卻引入的殘余熱應(yīng)力在相鄰兩熔化道的重疊區(qū)域較高，在單個熔化道內(nèi)部較低，而熱處理后再結(jié)晶晶粒的不均勻分布是由殘余應(yīng)力的不均勻分布造成的。

圖5

圖5成形態(tài)及3種熱處理態(tài)TiN/IN718復(fù)合材料的OM像

Fig.5OM images of SLMed (a), SLMed-DA (b), SLMed-SA (c), and SLMed-HSA (d) TiN/IN718 composites (DA—double aging, SA—solution-double aging, HSA—homogenization-solution-double aging)

圖6是成形態(tài)與不同熱處理條件下TiN/IN718復(fù)合材料的SEM像。可見，成形態(tài)復(fù)合材料中有大量白色析出相在晶界處析出，且TiN顆粒均勻分布于晶粒之間(圖6a)。為確定晶界處析出相以及TiN顆粒界面反應(yīng)層的成分，應(yīng)用場發(fā)射掃描電鏡觀察成形態(tài)復(fù)合材料的高倍形貌，并進(jìn)行元素線掃描分析，結(jié)果如圖7所示。可見，白色析出相中Nb和Mo元素含量相對較高，這與Laves相的成分特征極為相似，且其具有Xiao等[24]觀察到的Laves相的鏈形特征，沿熔道縱向上呈薄片狀，截面上互相連接呈蜂窩狀，故可以判定其為IN718合金成形過程中常出現(xiàn)的Laves偏析相。圖7b中可以明顯地觀察到，在TiN顆粒周圍形成了反應(yīng)層，厚度約為300 nm，其形貌與Laves相相似，EDS線掃描結(jié)果可以觀察到TiN顆粒與基體的界面處元素呈過渡形式。TiN顆粒表面粗糙，能夠為Laves相的偏析提供異質(zhì)形核條件，因此TiN顆粒與基體之間的過渡層仍為Laves相。

圖6

圖6成形態(tài)及3種熱處理態(tài)TiN/IN718復(fù)合材料的SEM像

Fig.6SEM images of SLMed (a), SLMed-DA (b), SLMed-SA (c), and SLMed-HSA (d) TiN/IN718 composites

圖7

圖7SLM成形態(tài)TiN/IN718復(fù)合材料的SEM像及EDS線掃描分析

Fig.7SEM images of SLMed TiN/IN718 cpmposites (a, b), and EDS line scan analyses along line a in Fig.7a (c) and line b in Fig.7b (d)

由圖6b可見，經(jīng)過DA熱處理后IN718合金柱狀枝晶間的Laves相僅有部分發(fā)生固溶，但熔池邊界微孔基本消失。Laves相的固溶和δ相(Ni3Nb)的析出均由溫度決定，Laves相的固溶溫度介于640~1165℃之間，而δ相的析出溫度介于750~950℃之間[25]。從圖6c可知，經(jīng)過SA熱處理后，Laves相固溶于基體中，但仍有少量在晶界處殘留，同時，大量的細(xì)針狀析出相在晶界處析出，這是由于SA處理的溫度為980℃，沒有達(dá)到Laves相的完全固溶溫度，但卻達(dá)到了δ相的析出溫度。應(yīng)用場發(fā)射掃描電鏡觀察SA熱處理態(tài)試樣的形貌，并進(jìn)行元素線掃描分析，結(jié)果如圖8所示。圖8a為針狀δ相的高倍放大形貌，其寬度約為200 nm，長度約為2 μm。由線掃描分析(圖8b)可知，針狀相含有大量的Nb元素，且Cr、Fe元素含量較少。圖8c中晶界處板狀相成分分析表明，Nb元素含量達(dá)到了31.88%，與δ相成分相近，而IN718合金粉末中Nb元素含量僅為5.26%，且其形狀與Cao等[11]觀察到的δ相極為相似，證明針狀與板狀析出相皆為δ相，而δ相周圍分布有超細(xì)球狀的γ$″$強化相。如圖6d所示， HSA熱處理后，Laves相幾乎完全固溶，復(fù)合材料發(fā)生完全再結(jié)晶，且魚鱗紋結(jié)構(gòu)消失。針狀δ相分布于再結(jié)晶晶粒邊界處，相比于SA熱處理，δ相數(shù)量增多且尺寸更大。

圖8

圖8SA熱處理態(tài)TiN/IN718復(fù)合材料的SEM像及EDS分析

Fig.8SEM images of SLMed-SA TiN/IN718 composite (a, c), and EDS line scan analysis in Fig.8a (b) and point scan analysis in Fig.8c (d)

對IN718合金與TiN/IN718復(fù)合材料試樣進(jìn)行了XRD分析，結(jié)果如圖9所示，可見，2者的主要相均為γ相。由于IN718屬于過飽和度合金，γ'相與γ相的點陣常數(shù)相近，錯配度僅為0.4%左右，冷卻過程中γ'相沿γ基體的{100}面析出，并與基體共格，因此有與γ重疊的衍射峰。TiN/IN718復(fù)合材料經(jīng)過SA和HSA熱處理后，其XRD譜中出現(xiàn)了δ相的衍射峰，而成形態(tài)和DA熱處理的TiN/IN718復(fù)合材料中未出現(xiàn)。證明TiN/IN718復(fù)合材料經(jīng)過SA和HSA熱處理后，于基體內(nèi)部生成大量的針狀δ相。在SA和HSA熱處理復(fù)合材料的XRD譜中出現(xiàn)了Ti2N衍射峰，這說明經(jīng)過SA和HSA熱處理后形成了Ti2N相。由于碳化物細(xì)小且含量較少，無法在XRD譜中顯示出來，γ$″$強化相的衍射峰與基體的γ相衍射峰重疊在一起，因此在XRD譜中未觀察到碳化物和γ$″$強化相的衍射峰。

圖9

圖9IN718合金與不同熱處理條件下TiN/IN718復(fù)合材料的XRD譜

Fig.9XRD spectra for SLMed IN718 and TiN/IN718 composites with different heat treatments

2.3熱處理對SLM成形TiN/IN718復(fù)合材料力學(xué)性能的影響

對SLM成形態(tài)2種材料以及不同熱處理態(tài)的復(fù)合材料試樣的顯微硬度進(jìn)行了測試，結(jié)果如圖10所示。加入TiN顆粒后，成形態(tài)TiN/IN718試樣硬度提升了39 HV0.2。且TiN/IN718試樣經(jīng)過DA熱處理后試樣的硬度明顯增大，達(dá)到633 HV0.2，SA熱處理和HSA熱處理后的試樣也有部分提升但幅度相對較小，分別為187和225 HV0.2。熱處理后的TiN/IN718試樣在晶粒內(nèi)和晶界處均有強化相析出，且尺寸相對較小，分布較為均勻，因此試樣經(jīng)過熱處理后在不同位置的顯微硬度趨于一致。TiN作為硬質(zhì)第二相的加入可以起到釘扎晶界、阻礙位錯運動的作用，從而有效提升試樣的硬度。而試樣經(jīng)過DA熱處理后的顯微硬度最高，這是由于DA熱處理溫度相對較低，并沒有改變試樣的晶體結(jié)構(gòu)，枝晶間脆性Laves相部分發(fā)生固溶，促進(jìn)了γ'/γ$″$強化相的析出，有利于硬度的提升。材料經(jīng)過SA熱處理和HSA熱處理后發(fā)生再結(jié)晶，晶粒內(nèi)和晶界處均有針狀δ相析出，且晶粒內(nèi)的針狀δ相均勻彌散分布，提升了材料的抗變形能力。雙時效熱處理過程析出納米級γ'/γ''強化相，這些強化相彌散分布于晶粒內(nèi)部起到阻礙位錯運動的作用，有利于硬度提高。

圖10

圖10成形態(tài) IN718與不同熱處理態(tài)TiN/IN718復(fù)合材料試樣的顯微硬度

Fig.10Microhardnesses of SLMed IN718 and TiN/IN718 composites under different heat treatments

圖11為SLM成形態(tài)IN718和不同熱處理態(tài)TiN/IN718復(fù)合材料的磨痕輪廓。試樣的摩擦因數(shù)、深度、寬度與磨損率如表1所示。DA熱處理態(tài)試樣的磨痕深度和寬度均最小，SA及HSA熱處理態(tài)試樣的磨痕深度和寬度有所增加，SA熱處理態(tài)試樣的磨痕深度和寬度達(dá)到最大。同時TiN/IN718復(fù)合材料試樣的磨痕深度和寬度均低于IN718合金試樣的磨痕深度和寬度。與磨痕深度和寬度的變化趨勢一致，TiN/IN718復(fù)合材料經(jīng)過DA熱處理后磨損率最低，為1.587 × 10-4mm3/(N·m)，而經(jīng)過SA、HSA熱處理后磨損率增大，耐磨損性能較差。另外，不同熱處理狀態(tài)下試樣的摩擦因數(shù)也有所不同，與SLM成形態(tài)試樣相比，DA熱處理態(tài)試樣的摩擦因數(shù)均有減小，為0.3847，而SA、HSA熱處理態(tài)試樣的摩擦因數(shù)有所增大。硬質(zhì)第二相TiN的加入不僅可以提升試樣的硬度，同時耐磨損性能也有一定的提升。DA熱處理可以使Laves相更均勻地分布在基體中，且促進(jìn)了強化相的析出，故耐磨損性能有大幅度的提升。但經(jīng)過SA以及HSA熱處理之后，試樣的晶粒尺寸明顯增大，故耐磨性能下降，但仍優(yōu)于未加TiN顆粒的試樣。

圖11

圖11成形態(tài) IN718與不同熱處理態(tài)的TiN/IN718復(fù)合材料的磨痕輪廓

Fig.11Wear track profiles of SLMed IN718 and TiN/IN718 composites under different heat treatments

表1成形態(tài)IN718與不同熱處理態(tài)TiN/IN718復(fù)合材料的磨損實驗結(jié)果

Table 1Wear test results of SLMed IN718 and TiN/IN718 composites under different heat treatments

Note:FC—coefficient of friction,t—depth of scare,b—width of scare, WR—wear rate

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圖12給出了SLM成形態(tài)IN718合金和TiN/IN718復(fù)合材料成形態(tài)及其不同熱處理條件下試樣的室溫拉伸實驗結(jié)果。與SLM成形態(tài)IN718合金相比，成形態(tài)TiN/IN718復(fù)合材料拉伸強度提高74 MPa，但延伸率有所降低。3種熱處理方法中只有HSA熱處理能使復(fù)合材料的強度得到顯著提升，經(jīng)HAS熱處理后，TiN/IN718復(fù)合材料的抗拉強度和延伸率分別為1430 MPa和21.0%，具有良好的綜合力學(xué)性能。而經(jīng)過DA和SA熱處理后復(fù)合材料試樣的抗拉強度沒有明顯改善。DA熱處理時，Laves相在未熔化的TiN顆粒表面大量富集，層與層之間的微孔依然保留且層間過渡區(qū)域的組織結(jié)構(gòu)較為復(fù)雜，與晶粒內(nèi)部析出的γ'/γ$″$相的強化效應(yīng)相抵消，導(dǎo)致試樣拉伸強度并沒有明顯提高。SA熱處理的復(fù)合材料在晶粒內(nèi)部形成了大量的針狀δ相和球形的碳化物，過多的δ相會使樣品變脆，容易成為裂紋萌生和延展點，同時會消耗過多的Nb元素而抑制強化相γ$″$的析出，使性能下降[26]。與DA和SA熱處理不同的是，HSA熱處理態(tài)的合金發(fā)生再結(jié)晶，Laves相完全固溶，細(xì)長的針狀δ相與γ'/γ$″$強化相沿再結(jié)晶晶界和晶粒內(nèi)部均勻分布。因此，TiN/IN718復(fù)合材料經(jīng)過HSA熱處理后具有良好的綜合力學(xué)性能。

圖12

圖12成形態(tài) IN718與不同熱處理態(tài)的TiN/IN718復(fù)合材料的拉伸強度和延伸率及應(yīng)力-應(yīng)變曲線

Fig.12Tensile strength and elongation of SLMed IN718 and TiN/IN718 composites (a), and the stress-strain curves of SLMed TiN/IN718 composites (b) under different heat treatments

圖13為SLM成形IN718、TiN/IN718復(fù)合材料及其HSA熱處理態(tài)的斷口形貌。可以看出，拉伸試樣的斷口形貌均呈現(xiàn)出韌窩斷口的特征，說明斷裂方式為穿晶解理斷裂。其中，SLM成形態(tài)IN718合金斷口表面的韌窩比成形態(tài)復(fù)合材料試樣的斷口韌窩更大更深，且復(fù)合材料經(jīng)過HSA熱處理后，韌窩的尺寸變得更小。SLM成形TiN/IN718試樣斷口可以觀察到明顯的條紋狀花樣，說明試樣是沿著具有取向性的柱狀晶界處擴展的，且能明顯看到白亮的Laves相，但經(jīng)過HAS熱處理后條紋狀花樣完全消失，且已經(jīng)幾乎無法看到Laves相在晶界處富集。觀察斷口中的TiN顆粒形貌可知，拉伸過程中裂紋擴展到TiN顆粒表面時會有2種擴展形式，即沿著TiN顆粒表面擴展與穿過TiN顆粒擴展。因此，TiN顆粒的強化作用使TiN/IN718復(fù)合材料的強度得到明顯提升。

圖13

圖13成形態(tài)IN718與HSA熱處理態(tài)TiN/IN718復(fù)合材料的拉伸試樣斷口形貌

Fig.13Fracture morphologies of SLMed IN718 (a), and SLMed (b) as well as SLMed-HSA (c) TiN/IN718 composites

3結(jié)論

(1) 采用優(yōu)化的SLM工藝參數(shù)成功地制備了TiN/IN718復(fù)合材料，復(fù)合材料與IN718具有相似的組織特征，其組織均呈現(xiàn)外延柱狀生長。與SLM成形IN718合金相比，TiN/IN718復(fù)合材料顯微硬度和拉伸強度均提高(分別提高39 HV0.2和74 MPa)，但延伸率有所降低。

(2) 熱處理工藝對SLM成形TiN/IN718的微觀組織具有明顯的影響。DA熱處理使TiN/IN718復(fù)合材料試樣的魚鱗紋結(jié)構(gòu)變得模糊，但不能使試樣中的Laves相充分固溶；SA熱處理使TiN/IN718復(fù)合材料在晶粒內(nèi)部生成大量的針狀δ相；HSA熱處理會使TiN/IN718復(fù)合材料發(fā)生再結(jié)晶，晶粒內(nèi)部的TiN顆粒周圍和晶界處析出較多的針狀δ相。

(3) 熱處理后SLM成形態(tài)試樣的綜合性能獲得明顯提高，其中均勻化+固溶時效(HSA)熱處理后TiN/IN718復(fù)合材料的抗拉強度與延伸率分別為1430 MPa和21.0%，綜合性能最優(yōu)。

來源--金屬學(xué)報