激光熔覆IN718 合金涂層的組織特征、力學性能和熱裂紋行為綜述

張堯成，王 振，張瀅穎，肖 穎，孟 濤*

（1.常熟理工學院江蘇省機電產品循環利用技術重點建設實驗室,江蘇 常熟 215500；2.常熟理工學院汽車工程學院,江蘇 常熟 215500）

《中國制造2025》提出：“大力發展再制造產業，實施高端再制造、智能再制造、在役再制造，推進產品認定，促進再制造產業持續健康發展”。再制造工程是對大型、復雜、多品種、小批量關鍵金屬構件實現高性能、低成本、快速制造[1?3]。相比將廢舊產品進行粉碎和熔化來回收材料，再制造可以保留約85%原有工件的價值，可通過工藝控制、材料選擇和后續處理使再制造產品的質量不低于甚至遠高于原產品，再制造可極大地控制成本、節能和節材，因此再制造是對環境友好并促進資源節約的工程。

激光熔覆是一種重要的再制造技術，可滿足結構復雜、尺寸精度高、要求冶金結合的零件再制造的需要[4]。激光熔覆的選材廣泛，可根據實際生產情況對熔覆材料進行選擇。在對失效零件再制造的基礎上進一步提高零件的表面性能，可通過嚴格控制激光能量密度，使之在達到再制造要求的基礎上，將再制造過程對原失效零件的影響減小到最低。這些技術特點是高速電弧噴涂技術、微束等離子熔覆技術和納米熱噴涂技術等修復技術不能達到的，因此采用激光熔覆技術對失效的渦輪葉片等高附加值零件進行再制造具有很大優勢。IN718合金具有良好的綜合性能，包括優異的室溫和高溫強度及韌性、抗蠕變性能和疲勞壽命、優異的抗氧化性，尤其是具有良好的650 ℃以下的力學穩定性，過去幾十年都是制造航空發動機零部件的重要材料。本文對激光熔覆IN718 合金的微觀組織、成分偏聚、力學性能和熔覆裂紋等進行綜述。

1 激光熔覆IN718 合金涂層

1.1 熔覆層的微觀組織特征

激光熔覆是一個極快的動態熔化和凝固過程，熔覆層的組織特點與鍛造和鑄造合金顯著不同。以奧氏體為基體的高溫合金在激光熔覆下得到的組織一般是較為發達的柱狀晶或樹枝晶[5]。由于激光熔覆的快速熔化和快速凝固特性，得到的熔覆層組織較為均勻。同時，高溫熔池的熱量主要靠基體沿垂直于基體界面方向快速流失，熔池內液態合金具有極高的溫度梯度，從而使液態合金在凝固初期階段與基體的界面處基本沒有成分過冷。在界面處首先形核的晶粒優先沿著最大溫度梯度方向（即熱量流失反方向）生長，故界面處組織具有強制定向外延生長特點。在界面處基本無成分過冷的干擾，晶粒生長過程受空間的限制，相鄰的晶粒在生長過程中相互滲入形成了平面晶。在進入熔池一定深度后，熔池的散熱能力減小，溫度梯度減小，同時在固液界面處出現成分過冷。對Nb 和Mo 等平衡分配系數小于1 的元素，在晶粒向液態合金中伸展的過程中不斷向液態合金中傳輸溶質原子，使液態合金中原子濃度越來越高，在達到共晶反應條件時，凝固產物為共晶組織。這種共晶相是成分偏聚產物，富集了大量重要合金元素，使合金性能不能達到最佳[6]，因此可以通過工藝調整改善成形特征和組織特征。

激光功率的增加可以提高粉末的利用率而使熔覆層的厚度增大，但激光功率過大會使基體熔化區增大，因熔池液態金屬表面張力和重力不能平衡導致熔池變寬變窄。送粉量的大小對熔覆層高度有相似規律，在相同能量密度條件下，粉末的利用率會隨送粉量的增大而增大，但當送粉量過大而不能被激光能量熔化，粉末會彈射而降低其利用率，或黏附在熔覆層表面，從而產生熔覆缺陷[7]。隨著激光功率的增大，能量密度升高，總的濺射數量增大，孔隙數量增多。當掃描速度增大時，能量密度降低，總的濺射面積減小，孔隙尺寸變小。減小激光功率和增大掃描速度可降低能量密度，使熔池震蕩程度減弱，從而抑制缺陷產生，提高成形件的相對致密度。粉末的形態對熔覆層的成形質量有影響，霧化法制備的粉末中帶有氣孔而使熔覆層中產生孔隙，采用旋轉電極法粉末制備的IN718 合金涂層基本無缺陷[8]。較低的激光熱輸入量可降低熔覆層的缺陷，而過低的激光熱輸入量會使熔覆層中出現未熔透現象。熔覆層中的裂紋對光斑直徑和掃描速度不敏感。隨著激光線能量密度的增加，IN718 涂層的抗剪切結合強度相應提高，為基體抗剪切強度的1.9～2.15 倍[9]。

激光熔覆IN718 合金涂層主要由從熔覆層底部連續生長至熔覆層頂部的柱狀晶或樹枝晶組成，同時伴隨著少量等軸晶。對熔覆層進行熱處理后發現組織中有針狀δ 相析出，熔覆層中析出的脆硬Laves 相為裂紋提供了形核和長大的有利位置。單方向行走激光制備的熔覆層組織為粗大柱狀樹枝晶并伴隨少量等軸晶。隔層轉換90°交錯行走激光制備的熔覆層中連續生長的粗大樹枝晶被打斷，主要是在沉積過程中熔覆層內的溫度梯度方向被改變，從而改變了熔覆層中組織的生長行為。固溶處理后發現交錯行走激光制備的熔覆層中組織更為均勻細小，說明其中的殘余應力分布更為均勻[10]。

1.2 熔覆層的力學性能

P.L.Blackwell[11]研究了Nd:YAG 激光沉積IN718 合金的組織及力學性能，結果表明標準熱處理后的激光熔覆IN718 涂層（0.2%PS：1121～1147 MPa，UTS：1355～1381MPa）比鍛造IN718 合金（0.2%PS：956～966 MPa，UTS：1161～1174 MPa）具有更高的拉伸性能，但塑性降低（IN718 熔覆層：19.5%～21.5%，鍛造IN718 合金：30.0%～32.0%）。激光熔覆態IN718 涂層比熱等靜壓態（Hot Isostatically Pressed,HIPed）IN718 合金具有更強的各向異性。

對不同粉末制備的熔覆層性能進行研究表明[12]，鍛造IN718 合金的拉伸強度（0.2%PS：1100 MPa，UTS：1340 MPa）高于霧化法粉末涂層（0.2%PS：1133 MPa，UTS：1240 MPa）而低于旋轉電極法粉末涂層（0.2%PS：1170 MPa，UTS：1360 MPa）。在650 ℃和620 MPa 條件下，旋轉電極法粉末涂層的高溫應力斷裂持續時間為186 h，遠高于霧化法粉末涂層的9 h，高于鑄造IN718 合金的23 h。在Ar 氣環境中制備的涂層拉伸性能高于軋制態合金，低于空氣中制備的涂層，但其塑性高于軋制態合金和空氣中制備的涂層。在500 MPa 和500 ℃條件下，Ar 氣氛下制備的涂層疲勞強度略高于空氣中制備的涂層，遠低于軋制態合金，可見熔覆過程中產生的缺陷以及熱處理過程中組織上的變化使其高溫疲勞性能較低。

激光單向行走和交錯90°行走制備的兩種涂層的拉伸強度相當，而交錯行走激光制備的涂層塑性顯著高于單方向行走激光制備的涂層[10]。Tabernero等[12]采用1.5 kW 半導體激光在IN718 合金零件基體上用不同的激光行走路徑和堆積方式制備了合金涂層，并考察了涂層的組織和拉伸性能。制備的拉伸試樣分兩種，一種試樣的一夾持端取在基體上而另一端取在涂層上（涂層基材復合拉伸樣），另一種試樣均在涂層內制備（純涂層拉伸樣），對組織觀察發現涂層中均有大量的氣孔缺陷。相比于螺旋型交錯方向行走制備的涂層基材復合拉伸樣，采用Z 型激光行走制備的涂層基材復合拉伸樣具有更高的拉伸強度和強度極限，而塑性顯著偏低。采用縱向Z 型交錯激光行走制備純涂層拉伸樣比橫向Z 型激光行走制備純涂層拉伸樣強度更高，同時具有更好的塑性。熱處理顯著提高了涂層的力學性能。

通過考察多道多層熔覆涂層顯微硬度壓痕的變形程度，并對熔覆涂層殘余應力進行估算發現[13]：殘余應力是由多道熔覆過程中的循環快冷和快熱產生的，在搭接區的殘余應力高于單道涂層內部殘余應力；涂層中高殘余應力區和低殘余應力區的不均勻和不規律的分布導致涂層固溶處理后出現組織不均勻且變化不規律的分布。文獻[13]中主要關注了單道涂層區和兩道涂層間搭接區之間的殘余應力，只考察了某一層涂層局部的殘余應力分布，且沒有考慮試樣切割過程中所釋放的殘余應力對測試結果的影響。

2 激光熔覆IN718 合金涂層的成分偏聚

Nb 元素是IN718 合金中最重要的合金元素。Nb 元素的添加一方面為Ni–Fe–Cr 基奧氏體提供了很強的固溶強化作用，提高了合金的彈性模量，另一方面為IN718 合金的主強化相提供了元素基礎。但是在IN718 合金激光熔覆過程中，由于凝固過程偏離平衡狀態而使液態合金中固液界面附近出現成分過冷。隨著凝固過程的進行，液態合金中合金元素（如Nb、Mo、Ti、Al 和Si 等）的含量越來越高，而在凝固終了處形成富集合金元素的析出相，如TCP 相。在IN718 合金中，合金元素Nb 和Mo 等元素的富集偏聚形成的TCP 相主要是Laves 相。

激光熔覆是一種快熔快冷的加工過程，這使激光熔覆IN718 涂層中出現的Nb 偏聚而形成的Laves 相呈現連續生長的粗大柱狀樹枝晶。Laves相是一種脆硬相，與奧氏體基體之間界面為性能薄弱區，在殘余應力或其他外載應力作用下可為裂紋的形核和生長擴展提供條件。目前，有許多研究關注激光熔覆IN718 合金涂層中Nb 元素偏聚行為[14?17]。

大量的Nb 不能進入熔池凝固前沿是因為沉積或凝固過程中熔池界面處較慢的冷卻速度。當能量束離開熔池后，熔池內就會出現貧Nb 凝固區，而在凝固終了處出現Nb 偏聚區，通常兩者毗鄰。有學者[18]認為當Nb 偏聚的質量分數為10%～12 %時可析出Laves 相，達到6%～8%時可析出δ 相，當Nb 的局部質量分數約為4%時可析出γ″相，而Nb 的質量分數低于4%時可析出γ′相。Laves 相和δ相會吸收合金中大量的Nb 而限制強化相γ″相和γ′相的析出；δ 相在晶界處不連續析出，和Laves 相一樣不利于合金的力學性能。

作者等[19?22]對激光熔覆INCONEL 718 合金涂層成分進行了分析，認為涂層析出相為Laves 相和少量碳氮化物。樹枝晶間Laves 相富集大量Nb和Mo 元素，Nb 質量分數達25%以上，Mo 的質量分數達7%。熔覆層中碳化物和氮化物析出形態和析出量與冷卻速度引起的大過冷度相關。顆粒狀碳化物(Nb0.12Ti0.88)C1.5和四方狀氮化物(Nb0.88Ti0.12)N1.5中Ti、Nb 的含量分別是熔覆層中的6.2～9 倍、16.7～18.4 倍和72～80 倍、2.8～4.5 倍。激光重熔涂層中有尺寸約0.2～0.9 μm 的顆粒狀Nb(Al,Ti)復合相于999 ℃析出。Nb(Al,Ti)復合相的析出過程是，當溫度下降到自發分解溫度后，快冷下形成的過飽和Laves 相連續脫溶分解，小顆粒產物在冷卻過程中粗化長大而形成。在顆粒相的粗化長大過程中，Laves 相中的Al 和Ti 上坡擴散到顆粒相中，使顆粒相中Al 和Ti 的含量分別是熔覆層中Al 和Ti 平均含量的11～49 倍和8～18 倍。液氮強制冷卻使熔覆層中的Laves 相的體積分數從空冷涂層的約10.25%減少到約3.5 %，且顯著細化。Laves 相中Nb 質量分數從空冷涂層中的約23%減少到8%～14%。奧氏體中Nb 的質量分數從空冷涂層中的1%～2%增加到約3.5%～7.5%，顯著改善了熔覆層中的Nb 偏聚。

3 激光熔覆IN718 合金涂層的熱處理

工業用IN718 合金的熱處理工藝因零件使用條件不同主要分3 種：（a）高溫使用的部件：950 ℃×1 h，空冷，720 ℃×8 h，爐冷至620 ℃×8 h，空冷；（b）低溫短時用的部件：1065 ℃×1 h，空冷，720 ℃×8 h，爐冷至620 ℃×8 h，空冷；（c）特殊用途部件：1100 ℃×5 min，空冷，720 ℃×10 h，空冷。

由IN718 合金差熱分析溫度曲線[6]可看出，IN718 合金的溶解溫度約為1370 ℃，NbC 共晶的溶解和析出溫度約為1280℃，Laves 共晶相的析出溫度約為1200 ℃。激光熔覆IN718 合金中Laves相含量極高而NbC 含量相對較低。通常IN718 合金的第一級熱處理（均勻化處理，即高溫固溶處理）的目的是溶解全部或大部分Laves 相，以及不均勻分布在晶界的碳化物、氮化物、硼化物等，使Nb 等合金元素回溶到奧氏體中，為細小強化相以及在晶界處的二次沉淀相在后續時效過程中析出做元素準備。高溫合金在高溫條件下要求有合適的晶粒度，可通過高溫固溶處理達到合適的晶粒度，而使其在保證高溫強度的基礎上同時擁有良好的抗蠕變性能、持久性能以及塑性等，故均勻化處理溫度不能過高而使晶粒度過大。均勻化處理溫度過低將不能消除激光熔覆IN718 合金涂層中的枝晶偏析，即不能使Laves 共晶等組織充分回溶，而且由此引起的化學成分不均勻會影響時效過程中強化相的析出，造成材料力學性能的不穩定。

從圖1 可知，IN718 合金中的強化相可以在很高的溫度和很短時間內析出。但為了控制合金的晶粒度，同時強化相中的重要元素Nb 的擴散能力極低，而合金的強化相析出量直接影響合金的強度，故時效工藝可采用工業用IN718 合金的時效工藝。

圖1 IN718 合金TTT 曲線[23]

IN718 合金的熱處理研究主要關注均勻化處理的溫度和時間、固溶+時效、直接時效對合金組織和力學性能的影響。激光沉積IN718 合金涂層的熱處理制度為：（a）標準熱處理，固溶處理+直接時效；（b）直接時效。固溶處理溫度通常為1100～1160 ℃，時間約為1～2 h；直接時效的工藝通常為720 ℃×8 h，爐冷至620 ℃×8 h，空冷。激光熔覆IN718 合金涂層熱處理主要關注的是均勻化處理的溫度、標準熱處理及直接時效對組織和力學性能的影響。

朱林[24]采用激光立體成形技術制備了IN718合金（激光功率1 000 W、激光光斑直徑2 mm），沉積態合金的抗拉強度和屈服強度分別達936 MPa和729 MPa。經過均一化固溶處理+δ 時效處理+雙時效處理后，試樣的抗拉強度和屈服強度明顯增加，在激光功率為1 350 W 時合金的綜合力學性能最好，抗拉強度為1 342 MPa、屈服強度為1 129 MPa。在激光功率為1 850 W、激光光斑直徑為3 mm 時合金的抗拉強度和屈服強度分別為1 318 MPa 和1 107 MPa。

采用激光選區熔化的方式制備的合金，在成形方向上直接時效態合金具有較高的室溫拉伸強度，斷裂強度高達1595.65 MPa，屈服強度高達1 459.46 MPa。1 130 ℃熱等靜壓合金經1 130 ℃固溶+時效處理后室溫、高溫性能相對較高，其斷裂強度分別為1 523.11 MPa 和1420.36 MPa，屈服強度分別為1053.12 MPa 和1098.24 MPa，斷裂延伸率為17.34%和16.92%[25]。

對激光沉積GH4169 合金涂層不同溫度下的固溶組織及硬度進行分析發現[23]：熔覆態GH4169合金涂層在1000 ℃下保溫1 h 可以使組織細化，但不能消除涂層中的柱狀樹枝晶；而在1100 ℃下保溫1 h 可基本消除涂層中的柱狀樹枝晶，涂層中的Laves 相和δ 相基本消除；在950 ℃下保溫1 h得到的固溶態涂層的硬度最高。固溶溫度越高，涂層中晶粒越大，導致涂層的硬度越低。但文中沒有說明涂層完全固溶處理引起硬度變化的原因。

對激光沉積IN718 合金涂層進行標準熱處理和直接時效均能顯著提高涂層的常溫和高溫力學性能。激光沉積IN718 合金涂層的室溫拉伸強度為530～550 MPa，標準熱處理后提高到1100～1150 MPa，直接時效后提高到890～950 MPa。涂層的強度極限從室溫的850～880 MPa 提高到標準熱處理的1300～1350 MPa 和直接時效后的1100～1150 MPa。標準熱處理間加入中間熱處理，可使涂層中析出一些δ 相來降低合金的裂紋敏感性，使合金的塑韌性提高。

激光選區熔化成形IN718 合金固溶（1020℃×1 h（空冷））及雙級時效（720 ℃×8 h（爐冷×2 h）+620 ℃×8h（空冷））后，合金屈服強度、抗拉強度和顯微硬度分別可達到1332 MPa、1512 MPa 和499～514 HV0.2。當固溶溫度達到1140 ℃，合金延伸率提升到23.7%，抗拉強度下降到1 451 MPa。700 ℃單級時效時合金的屈服強度、抗拉強度和顯微硬度分別可達到1352 MPa、1522 MPa 和501 HV0.2，與雙級時效力學性能接近[26]。

呂旭東等[27]采用不同的熱處理對選擇性激光熔煉IN718 合金進行了研究，認為直接時效態合金強度最高，均勻化后固溶時效態合金塑性最好。均勻化后固溶時效態試樣不僅具有高于鍛態AMS標準的強度，而且有很好的塑性。對該種熱處理狀態合金的持久性能（650 ℃/700 MPa 和650 ℃/725 MPa）和低周疲勞性能（455 ℃）進行分析，發現其應力斷裂壽命優于AMS 標準，而低應力循環疲勞壽命低于AMS 標準。

仇昌越等[28]對選區激光熔化IN718 合金室溫及高溫拉伸性能進行了分析，經熱處理后（固溶：（980±10）℃保溫1 h，氬氣氣氛，雙時效處理：（720±5）℃保溫8 h，2 h 內爐冷至620 ℃，（620±5）℃保溫8 h，氬氣氣氛中冷卻至300 ℃，出爐空冷），合金垂直于沉積增高方向試樣抗拉強度高于鍛件，平行于沉積增高方向的試樣塑性優于鍛件（抗拉強度達到（1468±11）MPa、（1389±14）MPa），高溫拉伸強度與鍛件相當（抗拉強度達到（1206±15）MPa、（1148±7）MPa），室溫及高溫拉伸斷裂機制均為微孔聚集型的穿晶韌性斷裂。

激光制備的IN718 合金的顯微組織由奧氏體基體和樹枝狀Laves/γ 共晶組成。Laves/γ 共晶大多數都溶解在奧氏體基體中，并且在1080～1140 ℃下均勻化1 h 后，激光制造的IN718 合金中出現了完全再結晶和大晶粒，樹枝狀的Laves/γ 共晶被細化并發生部分再結晶。固溶在940～1000 ℃下進行1.5 h時會發生再結晶，雙時效（DA）合金的顯微硬度約為熔覆態IN718 合金的兩倍以上。作者對激光沉積IN718 合金涂層的熱處理制度進行優化后認為[29]，激光沉積IN718 合金涂層較優的熱處理制度為1 100℃/1 h 空冷（AC），980 ℃/1.5 h（AC），700 ℃/8 h 爐冷（FC，100 ℃/ h）至600 ℃/ 8 h（AC）。在此基礎上對熱處理前后的激光沉積IN718 合金室溫和高溫力學性能進行了分析[19]，相比鑄鍛合金，熔覆態涂層具有最高的拉伸強度，而延伸率從鍛造合金的約40%下降到27%，低于鑄造合金。標準熱處理態熔覆層拉伸強度從熱處理前953 MPa 提高到1334 MPa，主要是強化相在熱處理過程中彌散均勻析出。標準熱處理態熔覆層在500 ℃下的屈服強度為927.1 MPa，強度極限為1131.8 MPa。經過充分熱處理，激光沉積IN718 合金力學性能隨熱處理溫度和成形方向而變化，在650 ℃下的屈服強度范圍為594～808 MPa，拉伸強度范圍為754～942 MPa，延伸率范圍為14.8%～24.9%。熱處理態IN718 合金在650 ℃下沿堆積方向性能最佳，其次是激光掃描方向和搭接方向。影響激光沉積IN718 合金高溫力學性能的因素包括方向性晶粒尺寸d（Z）>d（X）>d（Y）、相對較高含量的（001）[110]織構、由熱處理和殘留Laves 影響的晶界強度。斷裂模式為延性斷裂，斷裂面為帶裂紋臺階的韌窩。高溫拉伸斷裂斷口幾乎由解理面和/或韌窩組成[30]。

4 激光熔覆IN718 合金涂層熱裂紋

IN718 合金的鑄鍛焊過程中均可能出現裂紋。有很多研究者對IN718 合金鑄鍛焊和熔覆涂層內裂紋出現的機理、裂紋敏感性及裂紋生長行為等進行報道，主要是疲勞裂紋[31?34]和熱影響區裂紋[35?36]等，但對激光熔覆IN718 合金涂層中裂紋的報道相對較少。

激光熔覆層裂紋是限制激光熔覆技術產業化的重要原因之一[4,37]。激光熔覆層對涂層裂紋敏感性的研究表明，涂層中出現裂紋的主要原因是熔覆層中形成的低熔點共晶、碳化物及氣孔等缺陷在熔覆過程中快溶快冷產生的殘余應力的作用下為裂紋的形核提供條件，然后在殘余應力或外載作用下長大。除了涂層中的熱應力對組織的影響，在熔池凝固過程或后續熱處理過程中產生的相變應力也促進了裂紋的生長，同時認為熔覆層和基體之間的結合帶也可為裂紋的形核和長大提供條件。基體表面的光潔度、組織均勻性、基體的溫度和基體本身的物理性能（如熱導率和熱膨脹率等）均可影響結合帶處裂紋的生長等。

IN718 合金中的析出相形態可影響裂紋的形核與長大，且隨著溫度和載荷形式發生變化，晶界在表面張力減小時也可以促進裂紋萌生，但在多晶材料中又可阻礙裂紋生長。裂紋在IN718 合金中可以在晶內傳播，引起的斷裂表面相對平整且裂紋穿過單個晶粒，在晶界處沒有明顯的塑性變形，可以在晶間傳播，此時斷裂表面較為粗糙，也可以是混合斷裂模式[4]。IN718 合金的裂紋尖端處的塑性區內的變形非常不均勻，且孿晶在保持合金的塑性變形方面起著重要作用。

在熔池熔合線附近區域內Nb 和Ti 的分配系數大于熔池中心區域的其他元素，使熔池中心產生嚴重的枝晶偏析而導致Laves 相的析出量增大。降低焊接速度會增強熔池中心的成分偏析而增加Laves 相析出量。HAZ 液化微裂紋優先在晶界上形核和傳播，碳化物附近會出現孔隙。粗大的基體晶粒也可增大HAZ 液化裂紋敏感性[38]。在IN718合金粉末中添加碳納米管，可使低熔點Laves 相和枝晶間的連接作用增強，抑制了存在于最后形成的液化膜上的應力，可使裂紋總長度、最大裂紋長度和裂紋數量顯著減少，從而可降低HAZ 液化裂紋敏感性。碳納米管也可以降低Laves/γ 熔點而使液化膜保留時間增加，而Laves 相增加和Laves/γ 共晶相溫度的降低都會增加液化裂紋的敏感性 。在固溶態IN718 合金中小延展性機制主要受晶界Nb 偏聚和應變引導析出的γ"相的影響，而使合金的斷裂機制從韌性穿晶斷裂轉變為脆性晶間斷裂，氧化物的存在也會影響裂紋的形成[37]。IN718 鎳基高溫合金熱裂紋敏感性隨著焊接線能量的增加而增大，低熔點γ/MC+γ/Laves 共晶相的數量、尺寸、分布、取向和凝固收縮時的應力大小等因素，及對母材進行均勻化熱處理均可影響IN718 高溫合金的熱影響區液化裂紋敏感性[4]。

激光熔覆過程中過高的熱輸入量會使涂層中出現較大較長的裂紋，而熱輸入量較小會使涂層中出現未熔透等缺陷，采用適當的熱輸入量可有效控制熔覆堆積涂層中裂紋的數量和長度。裂紋通常從表面萌生并擴展，且斷裂面基本出現在搭接處和孔隙多的區域，IN718 合金涂層的缺口敏感性較好。采用霧化法制備的IN718 合金粉末進行熔覆，由于制粉工藝的原因使粉末帶有氣孔而致使熔覆層中出現氣孔，研究表明氣孔可促進裂紋萌生。同時，熔覆層中會析出碳化物也促進裂紋的生長，從而降低涂層的應力斷裂壽命[8]。作者對激光熔覆IN718 合金中的裂紋進行分析后認為[19,39]，多層堆積熔覆層中的裂紋為結晶裂紋和液化裂紋，裂紋表面由韌窩和尺寸為0.5～1 μm 且富集Nb 和Mo 元素的顆粒團簇組成。熔覆層中的氣孔缺陷處和因低溫共晶熔化而形成的小結晶裂紋尖端均存在應力集中，使之在橫向拉應力的作用下，以粗大Laves相和碳化物為擴展通道沿堆積方向和激光運動方向擴展，液態金屬來不及填充開裂的枝晶間隙而形成液化裂紋。堆積熔覆層中裂紋的形成和擴展與熔覆層中的析出相形態和熔覆層內殘余應力大小相關。熔覆層中粗大連續低熔點Laves 相和碳化物共晶均可為裂紋的擴展提供通道。堆積熔覆層中橫向殘余應力隨堆積層數增加而增大到一定程度時可誘發小裂紋擴展。陳源[40]較為系統地研究了激光熔覆IN718 合金的裂紋形成機制，發現激光增材制造Inconel 718 合金中的裂紋包括熔覆層頂部少量的凝固裂紋和熱影響區由于樹枝晶間液化及部分液化所形成的熱裂紋，其中熱影響區液化及部分液化的熱裂紋是合金中最主要的裂紋類型。熱輸入量一定時，熱裂紋隨激光掃描速度的增加而增加，激光掃描速度一定時，熱裂紋隨熱輸入量的增加而增加。定向冷卻可以有效地提高晶體取向性，減少晶界及晶界取向差，降低晶界液化膜的穩定性，最終減少熱裂紋的形成。通過控制激光入射角度可以有效地控制激光增材制造過程中熔池的形貌、樹枝晶的生長及熱裂紋的形成。

在多層和多道堆積過程中，弧坑易誘導后一層焊縫產生裂紋。前一層焊縫中心的宏觀偏析會使下一層熔池中的Nb 含量增大，也使枝晶間Laves相含量增多及固液共存溫度區范圍增大，這些都會增大熱裂紋敏感性[41]。增大激光[41]或是鎢極氬弧[42]的熱輸入量都可增大熱裂紋敏感性。在焊接或是增材制造過程中，對熔池進行超聲波干預，不能完全消除熱裂紋但可顯著降低熱裂紋敏感性，可從溶質均勻化和重新分布、增強非均勻形核等方面出發，改善合金的熱裂紋敏感性。在固溶溫度下長時間保溫會導致晶粒連續長大，晶粒的粗化減少了退火孿晶和特殊晶界，從而降低了晶間裂紋率。當溫度高于δ 相溶解溫度，特殊晶界會降低晶間液化裂紋敏感性。

大熱輸入量會顯著增加合金的熱裂紋敏感性，增加熱裂紋長度。超聲處理能加快液相在固相表面的潤濕過程，縮短潤濕時間[43]。超聲頻率是超聲沖擊的重要參數，會顯著影響超聲沖擊在材料熔化和凝固過程中的空泡和聲流效應，從而加速熔池對流和元素擴散以降低元素偏聚程度[42,44]。隨著超聲頻率增加，合金晶粒顯著細化，且破碎粗大樹枝Laves 相而形成均勻分布的顆粒狀，從而獲得較優的力學性能。超聲處理可以顯著降低IN718 合金的焊接熱裂紋敏感性，且可顯著弱化焊接電流在熱裂紋行為中的作用[45?47]。

從上述研究結論中可看出，激光熔覆IN718 合金涂層中的裂紋主要是因為熔覆層內部的氣孔和未熔透等缺陷、涂層大角度晶界處的大量脆硬相在外載條件或多道堆積熔覆過程中產生的殘余應力作用下產生的。一般認為控制涂層中裂紋的產生可從以下幾個方面出發[48?49]。

1）選擇合適的工藝參數和方法。可以通過優化選擇合適的工藝參數，同時嚴格控制熔覆過程中的熱輸入量，對基材進行預熱和緩冷均可控制或減小熔覆層中出現裂紋的傾向。在熔覆過程中采取惰性氣體保護熔池并控制熔池的冷卻速度，可控制涂層中氣孔的產生，從而減小裂紋率。

2）合理選擇熔覆材料。應盡可能選擇與基體熱物理性能相近的熔覆材料。

3）在熔覆材料中添加其他成分。在熔覆材料中添加一些合金元素或稀土元素等以減少涂層中碳化物的析出，增加涂層材料的潤濕性，降低熔覆材料熔點，提高凝固過程的形核率，細化涂層組織，提高涂層的強韌性。

4）增加基材表面潤濕性等。在基材表層電鍍或噴涂增加熔覆材料潤濕能力的鍍層。

5）選擇合適的熱處理制度。對熔覆層進行熱處理可以極大地提高涂層室溫及高溫力學性能，但如在中間熱處理過程中δ 相析出過多會使在固溶處理過程中形成的大角度晶界成為裂紋萌生源。

5 總結與展望

綜合以上分析，針對激光熔覆技術在再制造領域的應用，可從以下幾個方面開展對激光熔覆IN718 合金涂層的研究。

1）加工工藝參數對組織均勻性的影響。熔覆層中缺陷的存在主要是由熔覆加工過程中工藝參數或熔覆條件引起。成分偏聚會導致熔覆層內形成粗大的低溫共晶而對熔覆層組織和性能造成不利影響。準連續激光增材制造成形過程更加復雜，影響熔池界面形態、溫度變化及凝固過程的因素多（包括激光功率、峰值功率、激光光斑、掃描速度、激光波形、脈沖頻率及占空比等），組織穩定性及性能穩定性復雜，因此加工工藝參數對凝固過程及微觀組織和力學性能的影響規律需進一步系統化研究。

2）熔覆層成分偏聚行為和組織的定制化制備。改變熔覆凝固行為和后續熱處理都可以減少合金中的成分偏聚，但是可以建立熔池數學模型對溶質宏觀偏析及應力分布等方面進行計算，建立適用于激光制造凝固過程的多尺度模型，可以對宏觀晶粒形態或織構、微觀組織生長及成分偏析等進行研究，同時可以根據有限元模型指導加工工藝過程，實現梯度組織和成分的一體化制備。

3）熔覆層力學性能的提升及其穩定性。IN718合金的力學性能提升通過熱處理完成，在此基礎上可通過工藝方法改進熔覆層的組織特征，進一步提升熔覆層的力學性能。熔覆層力學性能的穩定性取決于組織的穩定性，而熱處理制度對初始組織熱穩定性的影響以及長期熱暴露過程中對組織穩定性的研究較少。激光制造部分的組織狀態不同，后續熱處理對修復界面影響的要求不同。

4）熔覆合金的高溫力學性能。熔覆層的服役環境比較惡劣，對其高溫力學性能要求高，主要包括不同熱處理狀態修復件的高溫拉伸性能、低/高周疲勞以及抗蠕變等力學性能。如高溫蠕變對合金在高溫環境下結構件服役性能的影響不可忽視，可考察蠕變速率、溫度、載荷、激光噴丸等因素對蠕變抗力的增益，以及合金的組織特征與蠕變壽命、蠕變斷裂機制之間的關系等。

5）熱腐蝕和高溫氧化行為。熱腐蝕介質對IN718 合金的熱腐蝕機制影響明顯，而熱腐蝕對激光制造部分疲勞和蠕變性能影響的研究較少。高溫氧化是高溫疲勞加載過程中不可避免的現象，可考察氧化物、氧化膜的類型、形態及厚度等對初始裂紋萌生的影響，研究平衡氧化對晶界的弱化以及對抑制裂紋擴展的影響，從而進一步完善高溫氧化對疲勞裂紋萌生和擴展的影響規律。

6）熔覆層裂紋敏感性分析及裂紋的控制。限制熔覆層應用的主要因素之一是熔覆裂紋，探討工藝條件對裂紋敏感性的影響對控制熔覆裂紋的形成非常重要。