張穎，顧冬冬，沈理達(dá)，田宗軍

（1.江蘇省生產(chǎn)力促進(jìn)中心，江蘇南京 210042；

2.南京航空航天大學(xué)機(jī)電學(xué)院，江蘇南京 210016）

INCONEL系鎳基高溫合金選區(qū)激光熔化增材制造工藝研究

張穎1，顧冬冬2，沈理達(dá)2，田宗軍2

（1.江蘇省生產(chǎn)力促進(jìn)中心，江蘇南京 210042；

2.南京航空航天大學(xué)機(jī)電學(xué)院，江蘇南京 210016）

研究了激光加工工藝參數(shù)對(duì)選區(qū)激光熔化工藝成形的Inconel 718合金試樣的致密化行為、顯微組織特征、硬度及摩擦磨損性能的影響。結(jié)果表明：當(dāng)激光線能量密度（η）較低時(shí)，球化效應(yīng)的出現(xiàn)使試樣的致密度水平較低；在較高的線能量密度與合適的加工參數(shù)下，可獲得接近完全致密的Inconel 718合金試樣。同時(shí)，隨著激光線能量密度的增加，SLM成形Inconel 718合金試樣的顯微組織經(jīng)歷了粗大的柱狀樹(shù)枝晶、聚集的枝晶、細(xì)長(zhǎng)而均勻分布的柱狀枝晶等變化過(guò)程。在優(yōu)化工藝參數(shù)下，成形試樣的顯微硬度高達(dá)397.8 HV0.2；摩擦系數(shù)和磨損率較低，分別為0.40和4.78×10-4mm3/Nm；且試樣內(nèi)部顯微組織均勻細(xì)小，摩擦試樣的表面形成摩擦保護(hù)層，使試樣的摩擦磨損性能較好。

選區(qū)激光熔化；Inconel718；球化效應(yīng)；樹(shù)枝晶；摩擦磨損性能

選區(qū)激光熔化（SLM，selective laser melting）技術(shù)是20世紀(jì)90年代中期發(fā)展起來(lái)的一項(xiàng)激光快速成形技術(shù)。它采用高能激光束選擇性地照射并熔化金屬粉末材料，可直接獲得具有良好冶金結(jié)合、致密度接近100%的實(shí)體零件，不需或僅需少量的后處理過(guò)程，能實(shí)現(xiàn)材料的凈成形或近凈成形[1-3]。由于高能激光束的使用，成形時(shí)粉末材料完全熔化，所以該技術(shù)不僅能成形合金材料，也能成形純金屬材料，具有廣泛的成形適用范圍。選區(qū)激光熔化技術(shù)還具有非常高的加工自由度，對(duì)于傳統(tǒng)工藝難以加工成形的具有復(fù)雜結(jié)構(gòu)的零件有著非常好的成形適用性[4]。目前，國(guó)際上已有多家公司開(kāi)發(fā)出能滿足工業(yè)應(yīng)用的SLM設(shè)備，這對(duì)SLM技術(shù)的進(jìn)一步發(fā)展起到極大的推動(dòng)作用[5]。

SLM技術(shù)的基本原理包括：成形前，先用CAD軟件繪制所需零件的三維模型；然后將三維模型通過(guò)分層軟件分層，掃描每個(gè)截面的二維數(shù)據(jù)，并導(dǎo)入計(jì)算機(jī)控制系統(tǒng)中。成形時(shí)，在計(jì)算機(jī)系統(tǒng)的控制下，使用高能激光束掃描原始粉末材料，加工出所需零件的截面層。最后，逐層疊加得到所需的三維實(shí)體零件[6]。SLM技術(shù)綜合了計(jì)算機(jī)科學(xué)、CAD軟件、激光加工成形技術(shù)、數(shù)控技術(shù)等諸多工程領(lǐng)域的先進(jìn)成果，能自動(dòng)、快速、準(zhǔn)確地將設(shè)計(jì)轉(zhuǎn)化成一定功能的產(chǎn)品原型或直接制造零件，解決了傳統(tǒng)機(jī)械加工方法中復(fù)雜零件加工困難和加工周期長(zhǎng)的難題，能顯著縮短企業(yè)的產(chǎn)品開(kāi)發(fā)周期，節(jié)約開(kāi)發(fā)資金，提高企業(yè)競(jìng)爭(zhēng)力[7-8]。

鎳基高溫合金是指以鎳為基體（鎳的質(zhì)量分?jǐn)?shù)＞50%）、在650～1000℃范圍內(nèi)具有較高的強(qiáng)度和良好的抗氧化、抗燃?xì)飧g能力的高溫合金[9]。它在整個(gè)高溫合金領(lǐng)域占有特殊、重要的地位，現(xiàn)代燃?xì)鉁u輪發(fā)動(dòng)機(jī)有50%以上質(zhì)量的材料采用高溫合金，其中鎳基高溫合金的用量在發(fā)動(dòng)機(jī)材料中約占40%。在鎳基高溫合金體系中，Inconel 718合金是應(yīng)用最廣泛的一種。它是一種時(shí)效硬化型可變形鎳基高溫合金，以γ相為基體、以體心四方結(jié)構(gòu)的γ″相（Ni3Nb）為主要強(qiáng)化相，同時(shí)輔以面心立方結(jié)構(gòu)的弱強(qiáng)化相γ′相（Ni3(Al，Ti)）[10-11]。Inconel 718合金因其優(yōu)異的耐高溫腐蝕性、耐疲勞性、耐磨損性和良好的焊接性能，已廣泛應(yīng)用于燃?xì)鉁u輪盤、火箭發(fā)動(dòng)機(jī)、航空飛行器、核反應(yīng)堆等領(lǐng)域[12-13]。

由于采用傳統(tǒng)方法成形Inconel 718合金過(guò)程中存在切削加工困難、刀具磨損嚴(yán)重、成形自由度低等缺點(diǎn)，本文采用選區(qū)激光熔化技術(shù)成形Inconel 718試樣，分析成形過(guò)程中顯微組織的演變過(guò)程，探討不同加工參數(shù)對(duì)材料機(jī)械性能的影響，以期優(yōu)化激光工藝參數(shù)，制備出組織均勻、性能優(yōu)異的Inconel 718合金材料。

1 實(shí)驗(yàn)過(guò)程

實(shí)驗(yàn)使用的原始粉末為霧化法制得的純度為99%的球形Inconel 718合金粉末，粉末顆粒平均尺寸為30 μm。

1.1 激光成形過(guò)程

實(shí)驗(yàn)使用的SLM成形系統(tǒng)主要包括高功率YLR-200光纖激光器、保護(hù)氣氛裝置、自動(dòng)鋪粉設(shè)備及用于成形控制的計(jì)算機(jī)系統(tǒng)（圖1a）。激光成形過(guò)程采用Ar氣保護(hù)，成形試樣尺寸為8 mm×8 mm× 8 mm（圖1b）。制備試樣所采用的激光功率P分別為110、110、120、130 W，對(duì)應(yīng)的掃描速度v分別為600、400、400、400 mm/s，則定義試樣的激光線能量密度η=P/v。因此，成形的4個(gè)試樣的激光線能量密度分別為180、275、300、330 J/m。

圖1 實(shí)驗(yàn)裝置及成形試樣

1.2 試樣表征與分析

對(duì)SLM成形試樣進(jìn)行線切割得到橫截面，按金相制備標(biāo)準(zhǔn)程序打磨及拋光，以獲得金相分析試樣。采用配制的腐蝕劑溶液對(duì)試樣進(jìn)行腐蝕。采用XJP-300型光學(xué)顯微鏡觀察試樣的金相顯微組織。為進(jìn)一步研究激光加工工藝參數(shù)對(duì)成形塊體試樣組織的影響，實(shí)驗(yàn)采用Quanta200掃描電鏡（加速電壓20 kV）和S-4800型場(chǎng)發(fā)射掃描電鏡（加速電壓5 kV）觀察成形試樣的顯微組織變化。試樣經(jīng)拋光處理后，利用HVS-50型數(shù)字顯微硬度計(jì)測(cè)定其顯微硬度值，載荷為1.96 N（200 g），保載時(shí)間為15 s。利用HT-500高溫摩擦儀在室溫下進(jìn)行摩擦磨損實(shí)驗(yàn)，載荷設(shè)定為3 N，摩擦?xí)r間設(shè)定為15 min；對(duì)磨材料為GCr15鋼球，半徑3 mm，平均硬度60 HRC，鋼球轉(zhuǎn)動(dòng)速度10 m/min，轉(zhuǎn)動(dòng)半徑2 mm。為綜合考察材料的耐磨性能，除了在實(shí)驗(yàn)過(guò)程中記錄摩擦系數(shù)的變化，還需計(jì)算材料的磨損率。磨損體積V的表達(dá)式為：式中：Mloss為試樣磨損實(shí)驗(yàn)后的失重；ρ為試樣的密度。則試樣的磨損率ω為：

式中：P為法向載荷；L為滑動(dòng)距離。

磨損實(shí)驗(yàn)結(jié)束后，采用Quanta200型掃描電鏡觀察試樣的摩擦表面形貌。

2 結(jié)果與討論

2.1 表面形貌和致密度

圖2是不同工藝參數(shù)下SLM成形的Inconel 718合金試樣的表面形貌SEM照片?？煽闯觯尚卧嚇拥谋砻嫱暾悦黠@受到激光線能量密度η的影響。圖3是成形試樣的相對(duì)密度變化曲線及相應(yīng)試樣的橫截面形貌光學(xué)照片。

圖2 不同激光加工工藝參數(shù)下SLM成形試樣的表面形貌SEM照片

當(dāng)η較低（180 J/m）時(shí)，可明顯看出試樣內(nèi)部掃描軌跡不連續(xù)，試樣表面出現(xiàn)許多尺寸較大的球形顆粒，即所謂的球化效應(yīng)，且在球形顆粒的周圍還存在一些較大的孔洞（圖2a）。這些形狀不規(guī)則、且尺寸較大的孔洞的產(chǎn)生，將使試樣的密度僅為理論密度的75.5%。如圖2b所示，采用較低的掃描速度進(jìn)而增加η值，雖然試樣內(nèi)部仍有收縮孔洞和球形顆粒的存在，但試樣的掃描軌跡變得更加連續(xù)；同時(shí)，試樣橫截面上的孔洞尺寸減小，試樣的相對(duì)密度提高至86.8%。隨著η值增加至300 J/m，試樣表面的球化效應(yīng)明顯減弱，試樣表面較平滑，僅有少量尺寸較小的球形顆粒（圖2c）。當(dāng)η達(dá)到330 J/m時(shí)，試樣的相對(duì)密度達(dá)到96.1%，試樣內(nèi)部孔洞較少，表面平滑而致密，基本沒(méi)有球化效應(yīng)（圖2d）。

圖3 不同激光加工工藝參數(shù)下SLM成形試樣的相對(duì)密度變化曲線及相應(yīng)試樣的橫截面光學(xué)照片

在成形過(guò)程中，試樣的表面形貌與所采用的激光加工工藝參數(shù)（激光功率、掃描速度）有關(guān)。當(dāng)激光掃描速度較高時(shí)，相應(yīng)的η值較低，激光束在熔池表面存在的時(shí)間較短，因此熔池的溫度較低。而在成形過(guò)程中，熔池內(nèi)液體的動(dòng)力學(xué)黏度受到溫度的影響。較低的成形溫度使熔池內(nèi)液體的黏度較高，不利于熔池內(nèi)液體的流動(dòng)擴(kuò)展。因此，造成試樣內(nèi)部出現(xiàn)許多孔洞（圖2a）。同時(shí)，成形過(guò)程中球化效應(yīng)的出現(xiàn)也會(huì)影響成形試樣的表面形貌和致密化行為。根據(jù)文獻(xiàn)[14]的研究結(jié)果，當(dāng)激光波長(zhǎng)λ＜πD（D為穩(wěn)定的熔化軌跡直徑）時(shí)，試樣內(nèi)部熔化軌跡較穩(wěn)定。采用較高的掃描速度時(shí)，輸入的激光能量較低，使熔池的直徑快速降低；進(jìn)而，熔池的不穩(wěn)定性顯著增加，且熔池趨向于改變形狀以降低其表面能；最終使熔池?cái)嗔眩纬梢贿B串的球形，熔化軌跡不再連續(xù)。

球化效應(yīng)的出現(xiàn)，顯著降低了試樣的相對(duì)密度，試樣表面較粗糙，嚴(yán)重影響了SLM成形試樣的表面完整性和致密化過(guò)程。隨著η值的增加，輸入的激光能量增加，熔池內(nèi)金屬液的黏度顯著降低，球化現(xiàn)象明顯減弱，使成形試樣的相對(duì)密度逐漸提高。最終，在合適的η值下，成形試樣的致密度達(dá)到96.1%，且成形試樣表面光滑而致密。因此，在SLM成形過(guò)程中，選取合適的激光功率和掃描速度，可制備出表面平滑而致密的Inconel 718合金試樣。

2.2 顯微組織分析

圖4是不同加工參數(shù)下SLM成形Inconel 718合金試樣的顯微組織SEM照片?？煽闯?，當(dāng)激光線能量密度較低（180 J/m）時(shí)，試樣內(nèi)部出現(xiàn)明顯粗大的柱狀樹(shù)枝晶γ相；且在粗大枝晶的內(nèi)部存在較長(zhǎng)的裂紋，而在枝晶的間隙區(qū)域出現(xiàn)較短的裂紋（圖4a）。在較高的掃描速度下，η值較低，試樣內(nèi)部的樹(shù)枝晶結(jié)構(gòu)明顯細(xì)化，表現(xiàn)出典型的沿成形方向外延生長(zhǎng)的顯微形貌；但枝晶嚴(yán)重地聚集生長(zhǎng)在一起，不易區(qū)分開(kāi)來(lái)（圖4b）。在較高的激光功率下，雖然試樣內(nèi)部枝晶的排列仍不規(guī)則，但其排列更分散，易于區(qū)分；同時(shí)，相鄰枝晶之間的接觸區(qū)域較少，枝晶之間相對(duì)更獨(dú)立（圖4c）。繼續(xù)提高激光功率，成形試樣的激光線能量密度達(dá)到330 J/m，可觀察到試樣內(nèi)部沿掃描方向出現(xiàn)細(xì)長(zhǎng)且均勻分布的柱狀樹(shù)枝晶的存在（圖4d）。

圖4 不同激光加工工藝參數(shù)下SLM成形試樣的顯微組織特征

在Inconel 718合金的SLM過(guò)程中，粉末材料吸收激光束的能量經(jīng)歷完全熔化/凝固的過(guò)程，柱狀γ枝晶的形成經(jīng)歷了不均勻形核及隨后的晶核長(zhǎng)大的過(guò)程。根據(jù)吉布斯-湯姆森溫度方程，枝晶尖端的溫度Tt可定義為[15]：

式中：TM為純組元的熔點(diǎn)；C指在液固界面上液體溶質(zhì)濃度；△Hf為材料的潛熱；Vt為枝晶尖端的生長(zhǎng)速率；V0為動(dòng)力學(xué)常數(shù)。Vt的大小與激光掃描速度有關(guān)，可定義為[16]：

式中：θ為矢量Vt與v之間的角度。

從式（4）可看出，Vt與v成正比，即使用高的掃描速度能獲得較快的枝晶生長(zhǎng)速度。因此，在掃描速度600 mm/s下形成的柱狀枝晶比在400 mm/s下形成的枝晶明顯更粗大。且由于較高的掃描速度下的快速加熱和快速冷卻過(guò)程，所成形的試樣中存在較大的殘余熱應(yīng)力[17]，使得在枝晶的內(nèi)部和間隙出現(xiàn)熱裂紋。

從圖4a和圖4b可看出，隨著掃描速度增加，試樣內(nèi)部柱狀枝晶γ相呈現(xiàn)明顯的外延生長(zhǎng)趨勢(shì)，并呈較大程度的聚集生長(zhǎng)。通常，激光輻射的大部分熱量都傳遞給了基體或已凝固粉末層，而這促進(jìn)了柱狀枝晶沿著成形方向生長(zhǎng)。然而，在凝固過(guò)程中，形核和晶粒生長(zhǎng)形態(tài)受到相應(yīng)動(dòng)力學(xué)規(guī)律的影響。隨著掃描速度由600 mm/s降低至400 mm/s，激光束在某一區(qū)域停留的時(shí)間增加，熔池內(nèi)熱量流失的速度受到限制。因此，冷卻時(shí)間相對(duì)延長(zhǎng)，進(jìn)而促進(jìn)了晶粒的形核和長(zhǎng)大過(guò)程。由于熔池內(nèi)不同區(qū)域相對(duì)均衡的冷卻過(guò)程，冷卻結(jié)束后形成了穩(wěn)定的枝晶聚集生長(zhǎng)的狀態(tài)。同時(shí)，隨著激光功率的增加，通過(guò)激光束和粉末的相互作用，更多的熱量輸送進(jìn)入熔池，熔池內(nèi)液體的溫度顯著升高。熱量的大量累積使柱狀枝晶表現(xiàn)出強(qiáng)烈的外延生長(zhǎng)的趨勢(shì)。在優(yōu)化工藝參數(shù)下（130 W，400 mm/s），并在較強(qiáng)的形核和長(zhǎng)大驅(qū)動(dòng)力的作用下，試樣內(nèi)部形成細(xì)長(zhǎng)連續(xù)的柱狀枝晶結(jié)構(gòu)（圖4d）。根據(jù)以上分析，可判斷SLM成形Inconel 718合金試樣的顯微組織的變化受到輸入激光線能量密度的影響。

2.3 顯微硬度和摩擦磨損性能

圖5是SLM成形試樣經(jīng)拋光后測(cè)得的顯微硬度隨激光加工參數(shù)的變化曲線?？煽闯?，隨著激光線能量密度由180 J/m增加到330 J/m，試樣的平均顯微硬度值由329.8 HV0.2增加到397.8 HV0.2。同時(shí)，由于試樣內(nèi)部顯微組織分布更均勻，且致密度也更高，硬度值的波動(dòng)也更平緩。值得指出的是，當(dāng)η達(dá)到330 J/m時(shí)，試樣的平均硬度值與傳統(tǒng)方法制備的經(jīng)熱處理后的Inconel 718合金的硬度值達(dá)到同一水平（383 HV0.2）。

圖5 不同激光加工工藝加工參數(shù)下SLM成形試樣的硬度

在成形過(guò)程中，試樣的晶粒細(xì)化過(guò)程與致密度的提高能顯著提高材料的顯微硬度值,且金屬間化合物γ′相對(duì)顯微硬度的影響也不可忽視。同時(shí)，激光束通過(guò)輻射作用將能量輸送到粉末層，并使其熔化形成熔池；熱量由后凝固層傳遞到先凝固層中，對(duì)先凝固層造成時(shí)效處理過(guò)程，這一過(guò)程促進(jìn)了γ′相的沉積。與基體γ相相比，γ′相具有更高的強(qiáng)度，其晶格結(jié)構(gòu)也與基體相不同，從而在相界面處形成點(diǎn)陣錯(cuò)排，進(jìn)而提高材料的強(qiáng)度。此外，Ni原子固溶進(jìn)入基體中也對(duì)試樣硬度的提高有促進(jìn)作用。固溶進(jìn)γ基體中的Ni原子造成基體相發(fā)生晶格畸變，對(duì)晶體內(nèi)部位錯(cuò)的運(yùn)動(dòng)具有阻礙作用，從而提高了試樣的顯微硬度[18]。根據(jù)以上分析，SLM成形Inconel 718合金試樣的顯微硬度值受到致密度、晶粒細(xì)化、沉積相和固溶強(qiáng)化的共同影響。

圖6a和圖6b分別是SLM成形試樣的摩擦系數(shù)和磨損率隨加工參數(shù)變化的柱狀圖?？煽闯?，試樣的摩擦磨損性能明顯受到η值的影響。當(dāng)η值由180 J/m增加到275 J/m，試樣的平均摩擦系數(shù)由0.63降至0.58，磨損率由8.99×10-4mm3/Nm降至7.31×10-4mm3/Nm；當(dāng)η值達(dá)到300 J/m時(shí)，試樣的摩擦系數(shù)降低至0.49，磨損率為5.86×10-4mm3/Nm；隨著η值繼續(xù)增加至330 J/m，試樣的摩擦系數(shù)和磨損率分別降低至0.40和4.78×10-4mm3/Nm，試樣的摩擦磨損性能得到明顯提高。

為了進(jìn)一步研究試樣的摩擦磨損性能，對(duì)其中兩個(gè)不同激光線能量密度（180 J/m、330 J/m）下成形試樣的摩擦表面進(jìn)行SEM掃描分析。圖7是試樣的摩擦表面SEM照片?？煽闯觯?dāng)η=180 J/m時(shí)，試樣的摩擦表面較粗糙，可看到有顆粒狀的磨屑存在，且表面出現(xiàn)明顯的分層，這樣的顯微結(jié)構(gòu)表明在摩擦過(guò)程中，試樣經(jīng)歷了嚴(yán)重的黏著磨損過(guò)程，使試樣的摩擦系數(shù)和磨損率較高（圖6）；而當(dāng)η值達(dá)到330 J/m時(shí)，從試樣的摩擦表面可明顯觀察到光滑而致密的摩擦痕跡，表面沒(méi)有明顯的破碎現(xiàn)象，試樣具有良好的耐磨性。

圖6 SLM成形試樣的摩擦系數(shù)和磨損率的變化趨勢(shì)

圖7 SLM成形試樣的磨損表面

在摩擦磨損實(shí)驗(yàn)過(guò)程中，硬質(zhì)鋼球與試樣在接觸表面發(fā)生連續(xù)的相對(duì)滑動(dòng)，此時(shí)，試樣的硬度及顯微結(jié)構(gòu)顯著影響其摩擦磨損性能[19]。當(dāng)η值較低（180 J/m）時(shí)，試樣的硬度和致密度均較低，在摩擦表面強(qiáng)烈的機(jī)械切應(yīng)力作用下，試樣表面分層剝落，磨損率較高，試樣表面較粗糙；同時(shí)，粗大的樹(shù)枝晶也不利于試樣耐磨性能的提高。當(dāng)η=330 J/m時(shí)，試樣內(nèi)部顯微組織形成較細(xì)小均勻的樹(shù)枝晶，有利于試樣耐磨性能的提高；同時(shí)，試樣的致密度和硬度均較高，使試樣的摩擦痕跡平滑而致密，并在摩擦表面形成摩擦保護(hù)層，使試樣的摩擦系數(shù)和磨損率均較低。因此，隨著試樣的η值由180 J/m增加到330 J/m，在摩擦過(guò)程中，試樣磨損的機(jī)理由滑動(dòng)摩擦變?yōu)闈L動(dòng)摩擦，并表現(xiàn)出自潤(rùn)滑能力。

3 結(jié)論

本文綜合討論了SLM成形試樣的致密化行為、顯微組織和機(jī)械性能隨激光加工參數(shù)的變化趨勢(shì)，并得出以下結(jié)論：

（1）SLM成形Inconel 718合金試樣的致密化行為受到所采用激光線能量密度的影響。在較低的線能量密度下，由于孔洞和球化效應(yīng)的存在，試樣的致密度相對(duì)較低。當(dāng)線能量密度達(dá)到330 J/m時(shí)，試樣的相對(duì)密度達(dá)到96.1%，接近完全致密。

（2）隨著線能量密度的增加，SLM成形Inconel 718合金試樣的典型顯微組織經(jīng)歷以下變化過(guò)程：粗大的柱狀枝晶、聚集的枝晶、細(xì)長(zhǎng)而均勻分布的柱狀枝晶。在330 J/m下，成形試樣的顯微組織細(xì)小且分布均勻。

（3）在優(yōu)化工藝參數(shù)下成形的Inconel 718合金試樣具有均勻的顯微結(jié)構(gòu)和較高的顯微硬度，且其摩擦系數(shù)和磨損率均較低。較高的硬度和摩擦保護(hù)層的形成，使試樣表現(xiàn)出良好的摩擦磨損性能。

[1]Gu D D，Meiners W，Wissenbach K，et al.Laser additive manufacturing of metallic components:materials,processes and mechanisms[J].International Materials Reviews，2012，57：3.

[2]Zhang B C，Liao H L，Coddet C.Microstructure evolution and density behavior of CP Ti parts elaborated by selfdeveloped vacuum selective laser melting system[J].Appl. Surf.Sci，2013，279：310-316.

[3]Dong L X，Wang H M.Microstructure and corrosion properties of laser-melted deposited Ti2Ni3Si/NiTi intermetallic alloy[J].J.Alloys Comp，2008，465：83-89.

[4]Sun J F，Yang Y Q，Wang D.Parametric optimization of selective laser melting for forming Ti-6Al-4V samples by Taguchi method[J].Opt Laser Technol，2013，49：118-124.

[5]Santos E C，Shiomi M，Osakada K，et al.Rapid manufacturing of metal components by laser forming[J].International Journal of Machine Tools&Manufacture，2006，46：1459-1468.

[6]許勤，張堅(jiān).激光快速成型技術(shù)研究現(xiàn)狀與發(fā)展[J].九江學(xué)院學(xué)報(bào)（自然科學(xué)版），2005（1）：8-10.

[7]Williams J D，Deckard C R.Advances in modeling the effects of selected parameters on the SLS process[J]. Rapid Prototyping Journal，1998，4（2）：90-100.

[8]Jang Y H，Hwang P J，Lee S H.A study on shrinkage compensation of the SLS process by using the Tayuchi method[J].International Journal of Machine Tools&Manufacture，2002，42（6）：1203-1212.

[9]黃乾堯，李漢康.高溫合金[M].北京：冶金工業(yè)出版社，2000.

[10]Burke M G，Miller M K.Precipitation in Alloy 718:A Combined AEM and APFIM Investigation[C].Pennsylvania：TMS，1991：337-350.

[11]蔡大勇，張偉紅，劉文昌，等.Inconel718合金中δ相的溶解行為[J].鋼鐵研究學(xué)報(bào)，2002，6：61-64.

[12]Anderson M，Patwa R，Shin Y C.Laser-assisted machining of Inconel 718 with an economic analysis[J].International Journal of Machine Tools&Manufacture，2006，46：1879-1891.

[13]Song K H，Nakata K.Microstructural and mechanical properties of friction-stir-welded and post-heat-treated Inconel 718 alloy[J].Journal of Alloys and Compounds，2010，505：144-150.

[14]Niu H J，Chang I T H.Liquid phase sintering of M3/2 high speed steel by selective laser sintering[J].Scripta Mater，1998，39：67-72.

[15]Pan Q Y，Lin X，Huang W D，et al.Prog.Nat.Sci，1998，8：79-86.

[16]Gu D D，Hagedorn Y C，Meiners W，et al.Selective laser melting of in-situ TiC/Ti5Si3 composites with novel reinforcement architecture and elevated performance[J].Surf. Coat Technol，2011，205：3285-3292.

[17]Liu F C，Lin X，Yang G L，et al.Microstructure and residual stress of laser rapid formed Inconel 718 nickel-base superalloy[J].Opt.Laser Technol，2011，43：208-213.

[18]Rupert T J，Trenkle J C，Schuh C A.Enhanced solid solution effects on the strength of nanocrystalline alloys[J]. Acta Mater，2011，59：1619-1631.

[19]Sheng L Y，Yang F，Xi T F，et al.Investigation on microstructure and wear behavior of the NiAl-TiC-Al2O3composite fabricated by self-propagation high-temperaturesynthesiswithextrusion[J].J.AlloysComp，2013，554：182-188.

Study on Selective Laser Melting Additive Manufacturing Process of INCONEL Ni-based Superalloy

Zhang Ying1，Gu Dongdong2，Shen Lida2，Tian Zongjun2
（1.Jiangsu Provincial Productivity Promotion Center，Nanjing 210042，China；
2.Nanjing University of Aeronautics and Astronautics，Nanjing 210016，China）

Influence of the process parameters on densification behavior，microstructure characteristics，microhardness and wear performance of SLM-processed Inconel 718 alloy samples was studied comprehensively. The result shows that at a lower laser linear energy density (η)，the balling effect caused a low densification level. At a higher value of laser energy density with reasonable process parameters，nearly full dense Inconel 718 part was obtained. Besides，as laser energy density increased，microstructures of Inconel 718 parts experienced such changes：coarsened columnar dendrites，clustered dendrites，slender and uniformly distributed columnar dendrites. Samples manufactured at optimized process parameters exhibited high microhardness of 397.8 HV0.2，low mean COF value of 0.40 and low wear rate of 4.78×10-4mm3/Nm. The formation of fine microstructure and the protective tribolayer gave the sample good wear performance.

selective laser melting；Inconel 718；balling effect；dendrites；wear performance

TG66

A

1009－279X（2014）04－0038-06

2014-05-16

國(guó)家自然科學(xué)基金資助項(xiàng)目（51205198）

張穎，女，1979年生，經(jīng)濟(jì)師。