劉健1,2,彭欽1,2,謝建新,1,2

René 88DT是一種γ'相沉淀強化Ni-Cr-Co基粉末高溫合金，使用溫度為750℃左右，具有較高的強度、高持久蠕變性能和良好的抗裂紋擴展能力，其強度和損傷容限平衡發展，是先進航空發動機渦輪盤的主要用材之一[1~3]。目前，粉末法是這種構件的主要制備技術，其工藝流程為：預合金粉末的制造→壓實(熱壓、熱等靜壓等)→熱加工變形(模鍛、軋制、等溫鍛等)→熱處理→機械加工[4~6]。該方法加工周期長，對鍛造模具及大噸位鍛造設備要求高，經過壓實的構件中還容易存在原始顆粒邊界、熱誘導性氣孔和夾雜等缺陷，嚴重影響了構件的服役安全性[6~8]。

激光增材制造根據成形方式可分為以激光熔化沉積為代表的同步送粉(送絲)熔覆成形，和以選區激光熔化為代表的粉末床成形2種方法。與粉末制備工藝相比，激光增材制造不僅具有材料利用率高、加工周期短、制造成本低、無需鍛造模具和大噸位鍛造設備等優點，還具有制備的材料成分均勻、組織致密、綜合力學性能優異等優勢[9~11]。

上述優勢使激光增材制造有可能成為高性能René 88DT合金的材料制備及構件成形新的技術途徑，因而受到廣泛重視。Zhao等[12,13]采用激光熔化沉積制備了René 88DT合金，發現成形過程中由于低熔點共晶組織的重熔而導致100~300 μm和3~10 mm 2種尺寸的液化裂紋在晶界處形成，盡管經過熱等靜壓有效愈合了裂紋，但在裂紋附近形成了MC碳化物，導致合金的力學性能低于粉末冶金材料。李楠等[14]采用層間正交平行往復的掃描工藝制備了具有柱狀晶組織的René 88DT合金，有效降低了成形件的應力水平，但仍觀察到長度約幾百微米的微裂紋。Zhang等[15]采用激光熔化沉積了單道多層和多道多層的René 88DT合金，均獲得了具有定向凝固特征的柱狀晶組織。這些研究表明，采用激光熔化沉積制備René 88DT合金主要存在2個問題：(1) 所制備的晶粒組織為柱狀晶，不利于René 88DT合金渦輪盤性能的發揮，需要獲得等軸晶組織以提高其疲勞性能；(2) 制備合金中容易產生沿晶界分布的熱裂紋。

與激光熔化沉積方法相比，選區激光熔化成形具有如下優勢：(1) 成形過程中熱輸入更小、冷卻速率更快，制備的材料組織細小、微觀偏析程度低，有利于抑制低熔點共晶相及液化裂紋的形成；(2) 選區激光熔化成形過程中的微熔池幾何形貌呈深且窄狀，局部熱流方向變化較大，有利于等軸晶組織的形成；(3) 選區激光熔化方法可成形具有復雜形狀的零件，且成形精度更高，成形件表面質量更好[16]。因此，采用選區激光熔化方法有望制備具有等軸晶或近等軸晶組織，冶金缺陷容易控制的高質量René 88DT合金零件。

為此，本工作嘗試采用選區激光熔化方法制備René 88DT合金，重點研究成形過程中合金的凝固行為，分析顯微組織演化規律、冶金缺陷形成規律及其控制方法，探索適用于René 88DT合金的制備工藝。相關研究結果不僅有助于發展René 88DT合金制備的新方法與新工藝，還可為其他類型高溫合金的選區激光熔化制備提供理論與經驗參考。

1實驗方法

René 88DT高溫合金選區激光熔化成形實驗在BLT-A300設備上完成。實驗所選用的基板是尺寸為250 mm×250 mm的316不銹鋼基板，成形粉末為氣霧化制備的René 88DT合金球形粉，見圖1。球形粉尺寸在15~53 μm之間，部分粉末顆粒表面附著有小尺寸的衛星粉，其化學成分(質量分數，%)為：Cr 16.03，Co 12.79，Mo 4.27，W 4.1，Nb 0.77，Al 2.26，Ti 3.94，C 0.024，B 0.017，Zr 0.038，Ni余量。實驗之前，將粉末置于真空干燥箱內烘干，以減少水分對成形質量的影響。實驗過程采用Ar氣保護，保證加工倉內氧含量低于300×10-6。鎳基高溫合金在體能量密度40~100 J/mm3的范圍內具有較好的成形性，分別在此范圍內改變激光功率(P)及掃描速率(V)，研究熱輸入對熔池形貌、凝固行為以及晶粒組織的影響。然后，在體能量密度為71 J/mm3的條件下，改變層間掃描轉角(A)，研究掃描策略對凝固行為以及晶粒組織的影響，具體實驗參數見表1。其他參數為鋪粉厚度δ=40 μm，掃描間距H=110 μm，基板預熱80℃。體能量密度(E)由式(1)計算所得[17]。不同層間掃描轉角條件下的成形過程示意圖見圖2。

圖1

圖1René 88DT高溫合金粉末形貌

Fig.1Morphology of René 88DT superalloy powder particles

表1選區激光熔化成形實驗參數、形成的缺陷類型及缺陷密度

Table 1Experimental parameters, defect types and defect densities of selective laser melted specimens

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2.2選區激光熔化René 88DT合金的顯微組織

圖5所示為在其他實驗參數相同的條件下，分別采用0°、67°和90°層間掃描轉角制備的合金試樣在XOZ面的沉積道形貌，圖中的虛線為沉積道邊界，即沉積道次之間的熔合線，箭頭所示為胞狀枝晶的生長方向。選區激光熔化以合金粉末為原料，通過高功率激光原位冶金熔化/快速凝固實現“逐點掃描-逐線搭接-逐層堆積”，直接從零件數字模型一步完成結構件的近凈成形制造[19]。在合金的制備過程中，“逐點掃描-逐線搭接-逐層堆積”的成形特點使得選區激光熔化René 88DT合金試樣在XOZ面上呈現出由沉積道堆疊而成的魚鱗狀形貌。當前沉積道將前一層/道已凝固的合金部分重熔，并以其為基體外延生長，其凝固組織為胞狀枝晶。胞狀枝晶在沉積道中間位置傾向于沿沉積增高方向(即Z方向)生長，而在沉積道邊沿的生長方向與豎直方向夾角約45°或90°。最頂層也存在著胞狀枝晶，表明胞狀枝晶能夠生長至熔池頂部，熔池內沒有發生柱狀晶向等軸晶的轉變(columnar-to-equiaxed transition，CET)，這是由于選區激光熔化成形過程固液界面前沿的溫度梯度大、凝固速率快，導致成分過冷度小，異質形核不容易發生。

圖5

圖5采用不同層間掃描轉角制備的René 88DT高溫合金試樣XOZ面沉積道形貌

(a) 0° (b) 67° (c) 90°

Fig.5Deposition track morphologies inXOZsection fabricated with different scan vector rotations (The dash lines indicate the boundaries of deposition tracks, and arrows indicate the growth directions of cellular dendrites, the same bellow)

當層間掃描轉角為0°時，各沉積層的掃描方向相互平行并垂直于XOZ面，沉積道在豎直方向上規則地排列，如圖5a所示。這使得在同一豎直方向上胞狀枝晶的生長方向較為一致，能夠跨越多個沉積層連續外延生長，從而形成了沿沉積增高方向(Z方向)的柱狀晶組織，并且由于沉積道中間和邊沿位置的枝晶生長行為不同導致試樣在垂直掃描方向(X方向)上形成了交替排列的晶粒，晶粒尺寸分別約為18和92 μm，如圖6b所示。沉積道邊沿形成的柱狀晶在沿掃描方向上(Y方向)的晶粒尺寸較小，而沉積道中間位置形成的柱狀晶在該方向上尺寸較大?？梢?，由于0°掃描策略的影響，試樣在X方向和Y方向上存在各向異性。當層間掃描方向為67°時，層與層之間的沉積道排列不規則(圖5b)，導致不同取向的胞狀枝晶相互競爭生長，其連續的外延生長受到抑制，所形成的晶粒為低長徑比的柱狀晶或近等軸晶組織，且晶粒形貌不規則，晶界曲折，在X方向和Y方向上無各向異性，如圖6d~f所示。當層間掃描轉角為90°時，相鄰2層的沉積道次掃描方向相互垂直，分別沿X方向和Y方向。然而，從圖5c中僅可觀察到沿Y方向掃描的沉積道(垂直于觀察面)，且相鄰2層沉積道的高度差為鋪粉厚度的2倍(約80 μm)，這說明沿X方向掃描的沉積層被完全重熔。此時，合金在凝固過程中的枝晶生長規律與層間掃描轉角為0°時較為相似，也形成了在熔池中間和邊沿位置交替排列的柱狀晶組織，但前者柱狀晶的長徑比略低?？梢?，即使采用90°的層間掃描轉角，試樣的組織在相互垂直的2個掃描方向上仍然存在著各向異性，沿Y方向掃描的沉積層決定了合金的枝晶生長規律以及晶粒組織。

圖6

圖6采用不同層間掃描轉角制備的René 88DT高溫合金試樣晶粒組織

(a-c) 0° (d-f) 67° (g-i) 90°

Fig.6Grain structures of selective laser melted René 88DT specimens fabricated with different scan vectors rotation inYOZsections (a, d, g),XOZsections (b, e, h), andXOYsections (c, f, i)

采用不同激光功率制備的René 88DT高溫合金試樣的沉積道形貌見圖7a~c?？梢?，在成形過程中熔池的熔化深度隨激光功率的增加而提高。由于采用了90°的層間掃描轉角，在低功率條件下(圖7a)能夠觀察到沿X方向和Y方向掃描的沉積道。而在高功率條件下，由于成形過程X方向和Y方向的各向異性，僅能觀察到沿Y方向的沉積道，且相鄰2層沉積道的高度差為鋪粉厚度的2倍(圖7b和c)。圖7d為沉積道的深寬比和底部曲率半徑隨激光功率的變化曲線。結果表明，隨著激光功率的增加，沉積道的深寬比增加，而底部曲率半徑先降低而后基本保持不變。

圖7

圖7采用不同激光功率制備的René 88DT高溫合金試樣XOZ面沉積道形貌及沉積道深寬比和底部曲率半徑隨激光功率的變化關系

Fig.7Deposition track morphologies inXOZsection fabricated with laser powers of 200 W (a), 300 W (b), and 400 W (c), and changes of the ratio of depth to width and curvature radius with laser power (d)

當激光功率為200 W時，胞狀枝晶的生長接近沉積增高方向，且在一個沉積道內多簇取向接近的枝晶彼此競爭生長，如圖7a所示。另外由于熱輸入較低，成形過程中熔池內部存在著部分未熔化粉末作為異質核心形核生長，阻礙了晶粒的連續外延生長，見圖8。此時，試樣的晶粒形貌為低長徑比的柱狀晶，且晶粒尺寸不均勻，晶界曲折，在相互垂直的掃描方向上(X方向和Y方向)不存在各向異性，見圖9a和b。當激光功率高于300 W時，熔池的熔化深度增加，沿X方向掃描的沉積道被完全重熔，僅觀察到沿Y方向的沉積道形貌。此時，沉積道中間位置的胞狀枝晶仍大致沿豎直方向(沉積增高方向)生長，但沉積道邊沿胞狀枝晶的生長方向傾向于與豎直方向呈45°；當激光功率為400 W時，沉積道邊沿的胞狀枝晶甚至傾向于沿水平方向生長，如圖7b和c所示。這種枝晶生長模式導致試樣在垂直掃描方向(X方向)上形成了交替排列的柱狀晶，在該方向上沉積道中間的晶粒尺寸較小，沉積道邊沿的晶粒尺寸較大。并且隨著激光功率的提高，柱狀晶的長徑比增加，見圖9d~i。

圖8

圖8選區激光熔化René 88DT鎳基高溫合金試樣中的未熔化粉末形貌

Fig.8Morphology of unmelted powders in selective laser melted René 88DT specimen

圖9

圖9采用不同激光功率制備的René 88DT高溫合金試樣晶粒組織

(a-c) 200 W (d-f) 300 W (g-i) 400W

Fig.9Grain structures of selective laser melted René 88DT specimens fabricated with different laser powers inYOZsections (a, d, g),XOZsections (b, e, h), andXOYsections (c, f, i)

圖10為采用不同掃描速率制備的René 88DT高溫合金試樣的沉積道形貌及沉積道的深寬比和底部曲率半徑隨掃描速率的變化曲線，圖11為相應的晶粒形貌。降低掃描速率對熔池形貌、枝晶生長及合金晶粒組織的影響和提高激光功率作用相似。當掃描速率較低時(720 mm/s)，沿X方向掃描的沉積道被完全重熔。沉積道的深寬比較大(約0.78)，其中間位置的枝晶沿沉積增高方向生長，而邊沿位置的枝晶接近水平方向生長，晶粒呈現出粗/細柱狀晶交替排列的形貌，如圖10a及圖11b、c所示。當掃描速率增加至960 mm/s時，沉積道的深寬比降低，兩側邊界與豎直方向的夾角增加，但其底部曲率半徑基本不變。此時沉積道中間位置的枝晶依然保持沿沉積增高方向生長，邊沿的枝晶生長方向與水平方向夾角約45°，見圖10b。試樣在X方向上的晶粒仍為細晶粒與粗晶粒的交替排列形貌，但柱狀晶的長徑比顯著降低。另外，當掃描速率提高至1200 mm/s時，熱輸入下降，熔池的重熔深度降低，沿X方向掃描的沉積道不能被完全重熔，形成了圖10c中相互垂直的沉積道形貌。試樣在X方向和Y方向上不存在各向異性，均形成了交替排列的粗/細晶粒，并且在XOY面(垂直于沉積增高方向)上形成了棋盤格狀的晶粒形貌，棋盤格邊界為沿2個方向掃描的沉積道的中間位置，見圖11g~i。

圖10

圖10采用不同掃描速率制備的René 88DT高溫合金試樣XOZ面沉積道形貌及沉積道深寬比和底部曲率半徑隨掃描速率的變化關系

Fig.10Deposition track morphologies inXOZsection fabricated with scanning speeds of 720 mm/s (a), 960 mm/s (b), and 1200 mm/s (c), and changes of the ratio of depth to width and curvature radius with scanning speed (d)

圖11

圖11采用不同掃描速率制備的René 88DT高溫合金試樣晶粒組織

(a-c) 720 mm/s (d-f) 960 mm/s (g-i) 1200 mm/s

Fig.11Grain structures of selective laser melted René 88DT specimens fabricated with different scanning speeds inYOZsections (a, d, g),XOZsections (b, e, h), andXOYsections (c, f, i)

圖12所示為選區激光熔化成形René 88DT高溫合金No.3試樣的顯微組織，圖中虛線為沉積道邊界?？捎^察到合金的基體為γ固溶體，在晶界及枝晶間分布著顆粒狀的碳化物以及薄膜狀的Laves相[14,20,21]，Laves相的尺寸及含量隨著沉積道高度的增加而增加，見圖12a。沉積道邊界附近的顯微組織如圖12c所示，左上一側為沉積道底部，右下一側為前一沉積道的頂部，可見在沉積道底部僅能觀察到細小的碳化物顆粒，而在其頂部析出了薄膜狀的Laves相，長度可達數微米。晶界處的Laves相尺寸遠高于枝晶間(圖11b)，長度可達幾十至一百微米。Laves相形成于凝固末期，通過L→γ+Laves共晶反應形成[22]。

圖12

圖12選區激光熔化René 88DT鎳基高溫合金No.3試樣顯微組織

Fig.12Low (a) and high (b) magnified SEM images, and TEM image (c) of selective laser melted René 88DT No.3 specimen

3分析討論

3.1晶粒形貌隨制備參數的演變規律

由上文可知，激光功率、掃描速率以及層間掃描轉角均顯著影響了選區激光熔化René 88DT合金試樣的枝晶生長及晶粒形貌。其中，提高激光功率與降低掃描速率對René 88DT合金凝固行為的影響一致，通過增加成形過程的熱輸入，影響了熔池形貌及枝晶生長。而層間掃描轉角并不改變熱輸入大小，只是通過改變相鄰2層熔池搭接時的相對位置，影響了局部的最大溫度梯度方向，進而影響了枝晶的生長。

在選區激光熔化成形過程中，固液界面的最大溫度梯度方向垂直于熔池邊界，René 88DT合金的枝晶臂生長會選擇與最大溫度梯度方向最為接近的<100>取向擇優生長[23]。在體能量密度為71 J/mm3條件下，沉積道中間位置最大溫度梯度方向接近豎直方向，故枝晶沿沉積增高方向生長；而在沉積道邊沿位置，最大熱流方向與水平方向存在一定的夾角，在相鄰兩沉積道搭接的熔合線位置出現轉向枝晶，即前一沉積道的二次枝晶發展為當前沉積道的一次枝晶，這也意味著枝晶在2個相鄰沉積道內的生長方向相互垂直，當枝晶生長方向與沉積增高方向接近45°時，枝晶在相鄰2個沉積道中均能夠保持較為有利的生長取向。當采用0°層間轉角進行多層沉積時，不同沉積層的掃描道次在豎直方向上相對位置不變(圖5a)，這使得不同沉積層在凝固時熔池的熱流方向較為一致[24]。因此，無論是在沉積道的中間位置還是邊沿位置，枝晶的外延生長能夠跨越沉積層連續進行，從而在沉積道的中間和邊沿位置形成交替排列的柱狀晶形貌。當層間掃描轉角為67°時，相鄰2層的熔道彼此交錯(圖5b)，當前沉積層與前一沉積層在局部的熱流方向顯著變化，導致當前沉積層枝晶的擇優生長方向有別于后者。枝晶間的競爭生長導致其難以跨越多個沉積層連續外延生長，形成了近等軸晶組織或低長徑比的柱狀晶組織，且晶界曲折，晶粒形貌不規則。

在層間掃描角度為90°的條件下，研究了熱輸入對選區激光熔化成形René 88DT合金的影響。熱輸入受激光功率、掃描速率等參數的控制，通過改變沉積道形貌影響了合金的枝晶生長及晶粒組織。圖13所示為沉積道的深寬比及底部邊界的曲率半徑隨體能量密度的變化。可見，沉積道的深寬比隨著熱輸入的提高而單調增加，底部曲率半徑在低能量密度時較高，但在體能量密度高于55 J/mm3時基本保持不變。

圖13

圖13沉積道的深寬比和底部曲率半徑隨選區激光熔化體能量密度(E)的變化關系

Fig.13Changes of the ratio of depth to width and curvature radius with volume energy density (E)

熱輸入對選區激光熔化René 88DT合金凝固行為的影響見圖14，圖中虛線為沉積道邊界，紅色箭頭為最大溫度梯度方向。在低熱輸入條件下(47 J/mm3)，沉積道的深寬比低，曲率半徑大，導致沉積道較淺，且熔合線較平坦，最大溫度梯度方向與沉積增高方向接近(如箭頭所示)。此時，熔池底部不同取向的晶粒均可能選擇合適的<100>取向枝晶并大致沿沉積增高方向生長。然而，由于層間掃描轉角為90°，在重熔區域相鄰2層的最大溫度梯度方向改變，使得枝晶的擇優生長方向改變，抑制了枝晶的連續外延生長。另外，由于熱輸入較低，在凝固過程中部分未熔化粉末存在于熔池內部，并作為異質核心形核生長，進一步阻礙了晶體的外延生長。最終導致在該條件下，形成了低長徑比的柱狀晶或近等軸晶組織，見示意圖14a。

圖14

圖14不同熱輸入條件下René 88DT高溫合金試樣的枝晶生長及晶粒形成規律

Fig.14Schematics showing the dendritic growth and grain evolution of selective laser melted René 88DT superalloy underA=90° and heat inputs of 47 J/mm3(a), 57 J/mm3(b), and 95 J/mm3(c) (The red arrows indicate the directions of maximum temperature gradient)

當熱輸入為57 J/mm3時，沉積道底部的曲率半徑顯著降低，導致沉積道從中間到邊沿的最大溫度梯度方向迅速由豎直方向向水平方向改變。沉積道中間位置的枝晶傾向于沿豎直方向生長，而在邊沿位置枝晶的生長方向與豎直方向呈一定夾角。當2個相鄰沉積道搭接時，前一沉積道的枝晶在搭接區域通過轉向枝晶生長的方式在當前沉積道中外延生長，并在該區域形成了大量的“V”字形晶界。沉積道中間和邊沿位置不同的枝晶生長模式導致了交替排列的晶粒形貌的出現。在成形下一個沉積層時，位于沉積道中間的沿豎直方向生長的枝晶能夠跨越沉積層連續生長，而在搭接區域，最大溫度梯度方向的改變使得具有新擇優取向的枝晶出現，抑制了原枝晶的生長。逐層的沉積使試樣在沉積道中間形成了細長的柱狀晶，而在沉積道邊沿形成了近等軸晶或低長徑比柱狀晶組織，見示意圖14b。由于相鄰2個沉積層掃描方向互相垂直，故試樣在XOZ面上形成了棋盤格狀的晶粒形貌，見圖11i。

當熱輸入進一步增加時，當前沉積層對前一沉積層的重熔深度增加，且激光在沿X方向掃描時的熔深小于沿Y方向掃描時的熔深。具體表現為，當熱輸入較高時，沿X方向掃描的沉積層基本被完全重熔，試樣中只能觀察到沿Y方向的沉積道。這可能是由于在成形過程中，激光熔化金屬粉末產生了大量的金屬蒸氣煙塵，經過沿X方向吹來的循環氣體收集入煙塵處理裝置中。當光束沿X方向掃描時，由于激光光束移動速率遠高于煙塵移動速率，所以沿X方向掃描的光束不可避免地受到煙塵的遮蔽作用，從而導致作用于粉床的激光能量密度降低，進而導致熔池尺寸的減小和熔化深度的降低[25]；當激光束沿Y方向掃描時，沿X方向移動的煙塵對光束幾乎無遮蔽作用，因此，激光在沿X方向掃描時的熔深小于沿Y方向掃描時的熔深。并且，熱輸入越高，產生的金屬蒸氣煙塵越多，對沿X方向掃描的光束的遮蔽作用越顯著，X方向和Y方向的各向異性越明顯。在高熱輸入條件下，試樣中只能觀察到沿Y方向的沉積道，此時合金的凝固行為與層間掃描轉角為0°時相似，見圖14c。在沉積道中間，枝晶沿豎直方向生長，而在邊沿位置最大溫度梯度方向接近水平方向生長，導致枝晶也大致沿水平方向生長，且這2種生長模式均能夠跨越沉積層連續生長，形成交替排列的柱狀晶形貌。

綜上，由于選區激光熔化René 88DT高溫合金成形過程中的溫度梯度與凝固速率的比值較高，成分過冷區小，難以實現固/液界面前沿的異質形核，對晶粒形貌的控制主要通過影響胞狀枝晶的擇優取向來實現。采用67°層間掃描轉角和低熱輸入能夠促進不同取向枝晶之間的競爭性生長和未熔化粉末的輔助形核生長，有效抑制了柱狀晶的連續外延生長，從而獲得低長徑比的柱狀晶或近等軸晶。而在0°層間掃描轉角和高熱輸入條件下，沉積層間的最大溫度梯度方向變化較小，胞狀枝晶的外延生長能夠跨越多個沉積層連續進行，有利于獲得柱狀晶組織。

3.2內部裂紋的形成機理及影響因素

內部裂紋是影響選區激光熔化成形René 88DT合金成形質量的最主要的冶金缺陷，并影響最終成形零件的力學性能和服役安全[26]。合金試樣中的裂紋主要位于晶界，且內部呈現出枝晶狀的形貌及液膜撕裂的特征，表明裂紋形成于凝固后期[18]。同時，多數裂紋起源于沉積道邊界靠下的區域，即當前沉積道的熱影響區，可見，裂紋的萌生是由低熔點共晶的液化所引起[12]。

其具體形成過程為：在凝固過程中René 88DT合金的初生相為γ相，以胞狀枝晶形式生長，并不斷向剩余液相中排出Nb、Mo、Al、Ti等正偏析元素，導致了成分的微觀偏析，使得在最后凝固的枝晶間及晶界區域的合金成分發生了極大的改變；另外，從熔池底部到頂部，合金的冷卻速率不斷降低，胞狀枝晶間距逐步增加，微觀偏析程度增大。上述因素導致合金試樣在枝晶間及晶界處發生了L→γ+Laves共晶反應[20,27]，并且在沉積道邊界以下的晶界區域的Laves相尺寸及含量更高。當進行下一層掃描時，已經凝固的前一層沉積層經受再熱循環，接近熔池邊界的區域被加熱至近熔點溫度，此時分布于晶界及枝晶間的低熔點共晶相被重新熔化。由于晶界為元素偏析最嚴重的區域，低熔點相含量高，重熔現象最為嚴重，因此該區域最容易在拉應力作用下形成液化裂紋，導致了選區激光熔化René 88DT高溫合金試樣的裂紋主要起源于略低于沉積道邊界的區域。液化裂紋一旦形成，容易擴展至當前沉積層中，在熱應力及凝固收縮應力的作用下將凝固末期晶界處的殘余液膜拉開，誘發凝固裂紋[28]。尤其當晶界平行于沉積增高方向時，裂紋能夠跨越多個沉積層而擴展，直至遇到轉向枝晶或者其他晶粒而停止。另外，裂紋形成后，殘余的熱應力得到了釋放，同時合金冷卻十分迅速，溫度降低，極限抗拉強度迅速上升，也阻止了裂紋的進一步延伸[29]。René 88DT合金的Al+Ti含量高達6% (質量分數)，不但容易在晶界處產生低熔點共晶相，還會在晶內析出強化相，使得晶界弱化而晶內強化，導致在應力作用下晶界承受更多的應變，為裂紋在晶界處萌生及擴展提供了內在因素[30]。另外，選區激光熔化成形局部熱輸入高、溫度梯度大、凝固速率快，使合金在成形過程中產生較大的熱應力及凝固收縮應力，為熱裂紋的產生提供了外在條件[31]。

當層間掃描轉角為0°以及熱輸入較高時，試樣的開裂現象最為嚴重。這是由于熱輸入高，冷卻速率慢，晶界及枝晶間的低熔點共晶相含量高，同時成形過程中的熱應力大，促進了液化裂紋的形成。此外，試樣在0°層間掃描轉角和高熱輸入制備條件下形成了柱狀晶組織，為凝固裂紋提供了連續擴展的通道。因此，抑制選區激光熔化高溫合金的裂紋需要從抑制微裂紋的萌生和阻礙微裂紋的擴展2個方面入手。對于René 88DT合金來說，采用低熱輸入和67°層間掃描轉角既能夠降低成形過程中的熱應力和低熔點共晶相的含量來有效地抑制合金裂紋的萌生，又能夠形成近等軸晶組織阻礙裂紋的擴展，同時所獲得的近等軸晶組織有利于提高零件的疲勞性能，是適用于René 88DT合金的制備方法。而對于渦輪葉片用合金來說，既要獲得柱狀晶組織，又要避免合金開裂，那么需要更加嚴格地控制成形過程的熱輸入，并結合去應力措施，以避免裂紋的萌生。否則一旦微裂紋形成，容易沿柱狀晶晶界擴展，會嚴重損害合金的成形質量。

4結論

(1) 采用低熱輸入以及67°層間掃描轉角制備的René 88DT高溫合金試樣的晶粒組織為低長徑比的柱狀晶或近等軸晶，而采用高熱輸入以及0°層間掃描轉角制備的試樣具有柱狀晶組織。

(2) 熱輸入通過改變沉積道形貌影響了René 88DT高溫合金試樣的枝晶生長以及晶粒組織。低熱輸入條件下，沉積道深寬比低、底部曲率半徑大，在一個沉積道內多簇取向接近的枝晶彼此競爭生長，形成了低長徑比的柱狀晶或近等軸晶。高熱輸入條件下，沉積道深寬比高、底部曲率半徑小，沉積道中間位置的枝晶沿沉積增高方向生長，邊沿位置的枝晶生長方向與沉積增高方向垂直或接近45°角，在這2個位置形成了交替排列的柱狀晶。

(3) 層間掃描轉角為0°時，各層的沉積道在豎直方向上規則地排列，胞狀枝晶的外延生長方向一致，易形成柱狀晶組織。層間掃描轉角為67°時，層間胞狀枝晶生長的擇優取向改變，不同取向的胞狀枝晶競爭生長，有利于形成低長徑比的柱狀晶或近等軸晶組織。層間掃描轉角為90°時，René 88DT高溫合金晶粒組織形貌介于上述2者之間。

(4) 選區激光熔化成形René 88DT高溫合金試樣的主要缺陷為沿晶界分布的凝固裂紋，晶界處低熔點共晶的液化導致了裂紋的萌生。試樣顯微組織為柱狀晶時，缺陷密度高，裂紋長度可達數毫米；當試樣顯微組織為低長徑比的近等軸晶組織時，缺陷密度低，裂紋長度小于200 μm。67°層間掃描轉角以及較低的熱輸入是適合于René 88DT高溫合金的選區激光熔化制備參數。

來源--金屬學報