喬紳，周文哲，譚慶彪，董安平，祝國梁，疏達，孫寶德

增材制造

鎳基高溫合金CM247LC增材制造研究進展

喬紳，周文哲，譚慶彪，董安平，祝國梁，疏達，孫寶德

（上海交通大學 上海市先進高溫材料及其精密成形重點實驗室，上海 200240）

航空航天領域的熱端部件逐漸呈現(xiàn)結構復雜化和高耐熱高承載的發(fā)展趨勢，高溫合金增材制造已成為高耐熱承載復雜結構部件成形制造的重要技術方案。主要介紹了增材制造CM247LC合金微觀組織特點，并對冶金缺陷形成機理與消除方法進行了綜述。已有研究表明，增材制造CM247LC合金具有精細的晶粒尺寸，表現(xiàn)出強烈的<001>織構，增材制造CM247LC合金的胞界處存在尺寸約50 nm的顆粒狀γ'相，并且胞界處存在Ti、Hf、Ta、W、C等元素明顯富集的碳化物。裂紋是CM247LC合金在增材制造過程中最難以解決的冶金缺陷，僅通過優(yōu)化工藝參數(shù)難以真正解決裂紋缺陷，合理優(yōu)化成分有望實現(xiàn)裂紋消除，但優(yōu)化了成分的合金在增材制造后的全面性能有待進一步評估。

增材制造；高溫合金；CM247LC；微觀組織；裂紋

近20年來，工業(yè)激光器、計算機硬件和軟件以及金屬粉末原料技術的快速發(fā)展大大推動了金屬增材制造技術的發(fā)展與應用。金屬增材制造技術能夠制備出難以通過傳統(tǒng)方式制造的復雜結構零部件，故金屬增材制造技術在醫(yī)療、航空航天、汽車等關鍵領域具有廣泛應用[1-2]。目前，高溫合金增材制造部件如燃油噴嘴等已通過相關認證，在航天領域中已有多種高溫合金增材制造構件通過考核驗證，其他高溫合金增材制造部件（例如預旋噴嘴等）則處于開發(fā)的早期階段。雖然某些應用已經(jīng)達到了認證生產(chǎn)的技術水平，但想要生產(chǎn)出無缺陷、結構合理且可靠的增材制造金屬零件，需要對所用合金、增材制造工藝、增材制造合金的組織和性能有更加充分的了解[3]。

增材制造生產(chǎn)的零部件與傳統(tǒng)方法制造的零部件之間存在冶金學差異，如微觀組織、機械各向異性和增材制造工藝特有的缺陷（熱裂、未熔合）等。這些特有的熱裂、未熔合等冶金學缺陷對航空航天領域高溫承載部件的服役性能有著重要影響，因此增材制造工藝產(chǎn)生的這些特有冶金學缺陷必須得到重視。CM247LC合金是一款專為制造渦輪葉片而設計的鎳基高溫合金，該合金具有優(yōu)秀的高溫性能[4]，與航空航天領域?qū)岫肆悴考吣蜔岣邚姸鹊男枨笙嗥ヅ洌虼耸艿搅藦V泛關注和研究。

1 CM247LC鎳基高溫合金

在渦輪發(fā)動機發(fā)展需求的推動下，1978年Cannon Muskegon公司研制出了CM247LC鎳基高溫合金，CM247LC合金具有優(yōu)異的抗蠕變性能，能夠服役于條件極為嚴苛的高溫和高應力環(huán)境，其性能在一定程度上可媲美Rene N5等單晶高溫合金[5]。

CM247LC合金是高鋁鈦沉淀強化鎳基高溫合金，以奧氏體γ相為基體，以高比例的γ'相為主要強化相（其中γ'相的體積分數(shù)可達60%左右），并存在少量MC碳化物。作為MAR–M247的調(diào)整改進版本，CM247LC合金具有更少的鉿、鈦和碳，可以減少微觀偏析，并減少鎢、鈷、鉬和鉻等元素來最大限度減少有害相TCP相的生成[6-7]。CM247LC合金的化學成分如表1所示[8]。

表1 CM247LC合金的化學成分

Tab.1 Chemical composition of CM247LC alloy wt.%

激光增材制造的過程與連續(xù)激光焊接工藝類似，因此合金的可焊性可用來作為激光增材制造可加工性的指標。研究人員根據(jù)Al和Ti含量（γ'主要形成元素）對多種典型的鎳基高溫合金可焊性進行了劃分，如圖1所示[9]。圖中位于虛線上方的合金可析出高體積分數(shù)的γ'相，并且由于它們較高的開裂敏感性，通常被認為可焊性差。其中，CM247LC合金因為鋁、鈦含量高，也被劃分為可焊性差的類別中。

圖1 鎳基合金可焊性劃分圖[9]

2 CM247LC合金的增材制造技術

目前已有報道的CM247LC合金增材制造研究主要使用的技術為激光粉末床加工（laser powder bed fusion，LPBF）技術，也可稱為選區(qū)激光熔化（selective laser melting，SLM）技術，也有部分研究使用直接激光沉積（direct laser deposition，DLD）技術。LPBF技術特點是通過預先設置好的程序控制激光器在鋪設好的粉末床上進行加工，其優(yōu)勢在于激光器光斑直徑較小、精度高、掃描速度快和樣品成形度好。DLD技術與LPBF技術最大的區(qū)別在于DLD技術的原材料與激光熱源是同時輸送的，其優(yōu)勢在于可以在非平面的部件上進行加工，制備效率較高，但成形精度較差。對于CM247LC合金這類可焊性差的材料，掃描速度快、溫度梯度大的LPBF技術相較于DLD技術更容易產(chǎn)生大量裂紋。

2.1 激光粉末床加工技術

為了滿足復雜零部件高精度近凈成形的需求，激光粉末床加工技術由于其成形精度高、構件性能好的優(yōu)點成為了主流選擇[10-11]，大量關于CM247LC合金增材制造的研究工作也圍繞該技術開展了起來。LPBF技術采用的是鋪粉技術，其過程始于實物的CAD建模，實物模型在設計軟件中被分解為有設定值的平面薄片單元。基于產(chǎn)品需求，LPBF技術可設定激光掃描路徑、建造參數(shù)和機器加工配置參數(shù)，在保護氣氛中逐層熔合成形（見圖2）。

Wang等[12]使用LPBF技術制備了CM247LC合金，制備得到的樣品屈服強度為792 MPa，高于鑄造態(tài)合金熱處理后樣品的屈服強度，相對于傳統(tǒng)制造方式，其抗拉強度也更高。然而，由于裂紋的存在，所得樣品塑性較差。雖然LPBF技術具有高精度、高效率和高成形自由度的優(yōu)勢，但應用于CM247LC合金時易產(chǎn)生嚴重的裂紋。

圖2 激光粉末床熔合（LPBF）技術示意圖

2.2 直接激光沉積技術

直接激光沉積技術示意圖如圖3所示，其原理是將粉末送入由激光束創(chuàng)建的熔體路徑和熔池中，以將材料逐層或逐個沉積在基板上，采用氬氣等保護氣體保護熔融金屬不被氧化，并將粉末流帶入熔池。相較于LPBF技術，DLD技術的送粉方式有利于調(diào)整粉末的種類和比例。

圖3 直接激光沉積（DLD）技術示意圖

Alhuzaim等[13]通過脈沖波的激光模式，使用DLD技術制備了CM247LC合金，得到的合金性能（屈服強度為946 MPa，抗拉強度為1 120 MPa）優(yōu)于此前報道的LPBF技術制備樣品的性能，但伸長率僅為4.32%。與LPBF技術相比，目前使用DLD技術制備CM247LC合金的研究較少，有待進一步探索。

3 增材制造CM247LC合金的微觀組織

從制備成形原理的角度，金屬增材制造使用的熱源與焊接加工時所用熱源非常相近，主要有激光、電子束和電弧等，因此，CM247LC合金增材制造試件的微觀結構與傳統(tǒng)多道焊試件的微觀結構有一定相似性。但增材制造試件的熔池更小、冷卻速度更快，這使增材制造試件的組織結構與焊接試件的組織結構還是大有不同。

3.1 晶粒結構與織構

在金屬增材制造過程中，原料粉末通過激光加熱形成熔池，熔池向基體和周圍粉末散熱，形成熔池邊界[14-15]。熔池的形狀隨加工參數(shù)的變化而變化，熔池頂表面可以是橢圓形或水滴形，垂直截面可以是半圓形或鎖孔形，具體取決于激光功率和掃描速度[16-17]。外延生長是鎳基高溫合金增材制造的一個鮮明特征，這種特征使得只需將溫度降至液相線以下，材料就可以在沒有活化能勢壘的情況下自發(fā)生長[18-19]。在增材制造工藝的凝固過程中，熔池邊界附近的結構受上一層結構控制，熔池內(nèi)遠離熔池邊界的微觀結構以競爭性生長為主[20]。其中，多晶樣品中存在擇優(yōu)生長方向與固–液界面處的最大熱流方向的競爭生長。對于CM247LC合金的增材制造，當晶粒沿熔池邊界局部曲率的特定方向時，該材料會發(fā)生擇優(yōu)生長[21]。熱流方向與擇優(yōu)取向一致的枝晶生長更快，最終會形成柱狀晶結構。研究表明，增材制造的CM247LC合金樣品的微觀結構以柱狀晶粒為主，且存在大量取向一致的晶胞，如圖4所示[12]。

這種強烈的各向異性也體現(xiàn)在宏觀的強烈織構上，強烈的<001>織構的形成就是晶粒協(xié)調(diào)生長的結果。當沉積層累積多層后，平行于構建方向生長的晶粒由于更接近最大溫度梯度將主導織構[21]。

增材制造部件中的晶粒尺寸受多種因素影響，其中冷卻速率是重要的因素之一。據(jù)估算，CM247LC合金在LPBF凝固過程中的冷卻速率約為106K/s[12]。對于增材制造工藝，冷卻速率會隨著累積層高的增加而降低[22-23]。因此，上層的局部冷卻速率低于下層的，這導致上層的晶粒尺寸更為粗大[24]。

晶粒形態(tài)會對材料的性能產(chǎn)生顯著影響。柱狀晶的特點是晶粒尺寸粗大且力學性能呈各向異性，等軸晶則通常具有較小的晶粒尺寸和更均勻的力學性能。將等軸晶與柱狀晶混合可以顯著降低材料的各向異性，并且還能有效減少凝固裂紋。細小的等軸晶粒還能增強力學性能，例如提高延展性和斷裂韌性。但是，在溫度梯度極高（～106K/m）的增材制造方式下，想獲得等軸晶極其困難[25-27]，只有通過凝固前沿的結構過冷[28-29]、部分熔化粉末[30]、高耐熱高溫顆粒異質(zhì)形核[31]等方式才能在增材制造加工中獲得等軸晶。總體來說，相較于傳統(tǒng)制造方式獲得的CM247LC合金，增材制造高溫度梯度下獲得的CM247LC合金的組織明顯更加精細[32]。

圖4 增材制造CM247LC合金中具有強烈取向的柱狀晶[12]

3.2 亞結構與析出相

增材制造CM247LC合金的強度與常規(guī)鑄造熱處理后的合金強度相近甚至更高，這不僅與更精細的晶粒尺寸有關，還與合金中的沉淀析出相有關。相關研究工作表明，LPBF技術制備的CM247LC合金的晶胞邊界包含高密度位錯、含碳的第二相和（γ/γ￠）共晶[12,32-33]。增材制造快速升溫/凝固過程中的熱失配會帶來高密度位錯，形成晶胞亞結構組織，這種位錯大量聚集的增材制造胞狀亞結構的形成與沉淀物的釘扎作用以及化學成分偏聚帶來的局部固溶強化差異有關[34-35]，并且，這種胞狀亞結構被認為是導致材料強度高的原因。研究認為，胞狀結構的強化行為來源于胞狀亞結構邊界處的沉淀物、元素偏析、高密度位錯、堆垛層錯和低角度晶界[34,36]。Wang等[12]通過透射電子顯微鏡（transmission electron microscope，TEM）明場像和高角環(huán)形暗場像（high-angle annular dark-field imaging，HAADF）觀察到在直徑約500 nm的晶胞胞界處存在大量的位錯（見圖5[12]），并且位錯通常成對出現(xiàn)，證明γ'沉淀物影響了位錯的運動。通過TEM暗場像可以觀察到在晶胞邊界處存在直徑約50 nm的顆粒狀γ￠相，而且在胞內(nèi)有高密度的、較小的γ￠顆粒（直徑大多小于10 nm），如圖6所示。LPBF過程冷卻速度快、冷卻時間過短的特點抑制了γ￠相的生長。針對增材制造CM247LC合金中不同尺寸γ￠相的形成機制較為可信的解釋為：在晶粒和亞結構邊界處，較高的位錯密度和凝固過程誘導Al和Ti元素局部富集，提供的能量使沉淀物形成和生長為尺寸較大的（γ/γ￠）共晶[32]，而亞結構內(nèi)細小的γ￠相是在凝固后的冷卻過程中通過沉淀形成的[12]。Mu?oz-moreno等[19]在增材制造后較低溫度的熱處理樣品中表征到了不規(guī)則形狀的γ￠雙峰分布沉淀物，這與增材制造后出現(xiàn)的不同尺寸的γ￠相有關；而在更高溫度下的熱處理樣品中觀察到了更細的立方體γ￠沉淀物，這是由于高于再結晶溫度的熱處理導致γ'析出物發(fā)生了溶解和再沉淀[19]。此外，已有研究工作表明，即使在快速冷卻的增材制造期間，CM247LC合金的晶胞處也存在元素的顯著偏析。通過掃描透射式電子顯微鏡（scanning transmission electron microscope，STEM）表征到LPBF制造的CM247LC合金樣品晶胞邊界處存在Ti、Hf、Ta、W、C的沉淀物[12,32-33]，推測為MC型碳化物（見圖7）[33]。綜上可知，增材制造CM247LC合金中大量存在的沉淀物能夠有效阻礙位錯滑動，進而提高合金強度。

圖5 增材制造CM247LC合金的TEM明場像（a）和HAADF圖像（b）[12]

圖6 增材制造CM247LC合金TEM暗場像（a-c）和衍射圖（d）[12]

4 增材制造CM247LC合金的冶金缺陷

與傳統(tǒng)制造方式相比，增材制造具備高能量輸入、微熔池快速冷卻和已凝固組織熱循環(huán)等特有成形條件，這導致增材制造成形的合金具有特殊的冶金缺陷，主要包括未熔合、孔隙、球化以及裂紋等。

4.1 未熔合、孔隙、球化等缺陷

孔隙和未熔合是增材制造中常見的缺陷，通過工藝參數(shù)的調(diào)控可以得到有效消除?？紫兜男纬稍碛?種：（1）當激光以非常高的能量密度運行時，鎖孔容易不穩(wěn)定，會反復形成和坍塌，從而在沉積物中留下由夾帶的金屬蒸氣組成的孔隙；（2）在粉末霧化過程中，氣體可能會滯留在粉末顆粒內(nèi)部，這些夾帶的氣體會產(chǎn)生微觀的球形氣孔；（3）保護氣體或金屬蒸氣在熔池內(nèi)的截留也可能形成氣孔。形成未熔合缺陷則是因為上層的熔池未充分滲透到基板或先前沉積的區(qū)域中。

球化這種缺陷通常是在加工參數(shù)不當?shù)那闆r下產(chǎn)生的。該缺陷產(chǎn)生原理如下：當激光掃描速度過快、激光功率過低或者能量密度過低時，熔池會被嚴重拉長進而分離成多個更小的熔池以減小表面張力，進而會形成一系列球狀熔體。這類缺陷會嚴重破壞增材制造層間的黏結情況，進而產(chǎn)生孔隙?？傮w來說，通過合理控制增材制造的工藝參數(shù)可有效消除以上3種缺陷。

4.2 裂紋缺陷

裂紋是CM247LC合金增材制造中最常見的缺陷，這類缺陷會對合金的力學性能產(chǎn)生嚴重不利影響，且無法通過簡單地改變工藝參數(shù)而消除。已有研究將增材制造鎳基合金裂紋分為4類[37]。

圖7 增材制造CM247LC合金的STEM環(huán)形暗場像（a）、STEM明場像（b）和胞界處STEM能譜圖像（c）[33]

4.2.1 凝固裂紋

凝固裂紋（solidification cracking）也稱為“熱撕裂”，發(fā)生在凝固的熔池（或糊狀區(qū)）中，其形成機理如下：在凝固的最后階段，最后凝固的液相沿著固液邊界呈連續(xù)的薄膜分布，此時若邊界兩側的殘余應變足夠大，則會使邊界分離形成裂紋。增材制造CM247LC合金凝固裂紋的形貌特征（見圖8[38]）為枝晶斷裂形態(tài)，沿裂紋邊界存在液體薄膜形貌（也可能觀察不到，因為過于薄）。影響凝固裂紋的因素為合金的元素種類，種類越多則凝固的溫度范圍越寬，這會導致凝固裂紋更易產(chǎn)生。凝固裂紋還受微量元素的強烈影響，例如合金中的B元素，有強烈向晶界偏析的傾向，會在晶界處形成低熔點相M3B2，產(chǎn)生較低的固–液表面能，因此B元素在晶界的偏析會加劇增材制造CM247LC合金開裂。

4.2.2 液化裂紋

液化裂紋（liquation cracking）往往產(chǎn)生于熔池下方的熱影響區(qū)，其形成過程如下：熱影響區(qū)的部分區(qū)域因為二次加熱而再次熔化成液態(tài)，該熔化區(qū)域因不能承受殘余應力施加的應變而形成裂紋。

圖8 選區(qū)激光熔化CM247LC樣品的凝固裂紋[38]

部分熔化區(qū)域的具體形成機理分為2類：（1）偏析機理，溶質(zhì)或雜質(zhì)元素擴散偏析到晶界并降低晶界的局部熔化溫度；（2）滲透機理，顯微組織在高溫下發(fā)生局部熔化，并與移動中的晶界相交，然后滲透、潤濕晶界。增材制造CM247LC合金的液化裂紋形貌特征是沿裂紋邊界存在明顯的液體薄膜（如圖9所示）[38]。影響液化裂紋的因素有晶界處微量元素的偏析和產(chǎn)生組分液化的低熔點相。

圖9 選區(qū)激光熔化CM247LC樣品的液化裂紋[38]：（a-e）液化裂紋形貌；（f）納米γ￠顆粒；（g-i）與液化裂紋相關的元素偏析和液膜

4.2.3 應變時效裂紋

當重復加熱到固溶退火溫度時，熱影響區(qū)的低塑性（γ￠的快速沉淀）加上在同一區(qū)中高應變的積累作用會產(chǎn)生應變時效裂紋（strain aging cracking，SAC）。SAC是一種固態(tài)開裂裂紋，影響該種裂紋的因素為應力–應變的局部積累和較高的鋁、鈦含量（會加速γ'的沉淀析出）。

4.2.4 延性失塑裂紋

延性失塑裂紋（ductile-dipcracking，DDC）的產(chǎn)生過程為：當合金溫度低于再結晶溫度并處于0.5s～s（s為固相線溫度）之間時，晶界發(fā)生移動，在晶界移動的過程中，合金中的空穴因晶界的剪切而相連接，從而引起延性失塑裂紋。DDC是一類尚未完全闡明的開裂模式，通常將DDC與SAC一起統(tǒng)稱為“再熱裂紋”。DDC的產(chǎn)生與在中等溫度條件下鎳基合金的延展性顯著降低有關[39-41]。DDC通常沿著遷移的晶界擴展，裂紋面有時會呈鋸齒狀，開裂僅限于晶界的直段。

4.2.5 解決思路

針對增材制造CM247LC合金樣品嚴重的開裂問題，研究者們也嘗試了諸多不同的解決方案，按照不同的解決思路可分為2類。

1）工藝優(yōu)化。Carter等[42]使用LPBF技術制備了CM247LC合金，并大范圍地調(diào)整了增材制造的加工工藝參數(shù)，研究了不同工藝參數(shù)對該合金的影響。遺憾的是，CM247LC合金在大范圍調(diào)整工藝參數(shù)的情況下都未獲得合適的工藝窗口，所有樣品都存在嚴重的裂紋缺陷。研究表明，在功率高、掃描間距小的工藝參數(shù)下，得到的樣品呈現(xiàn)出大量的凝固裂紋；當調(diào)整為較低功率的工藝參數(shù)后，仍然有大量沿晶界開裂的裂紋。后續(xù)該團隊發(fā)表文獻[43]稱掃描策略對CM247LC的沉積組織有明顯影響，然而他們制備的CM247LC樣品依然存在大量裂紋。Catchpole-smith等[9]使用了一種新型掃描策略嘗試解決CM247LC合金增材制造的開裂問題。他們基于數(shù)學填充曲線的新分形掃描策略，即希爾伯特曲線和皮亞諾·哥斯珀曲線，以100 μm量級的短矢量長度掃描以達到減少殘余應力、抑制裂紋的目的。結果表明，相對于常用的幾種掃描策略，該新型策略在一定程度上提高了合金的致密度，但并沒有解決裂紋問題。Bidron等[44]研究了激光熔覆CM247LC合金的開裂問題，他們的研究通過感應預熱的方式將預熱溫度最高設置到了1 100 ℃，結果顯示，該方法有效抑制了CM247LC合金在激光熔覆過程中的熱裂紋。然而，大部分的增材制造技術都無法滿足如此高的預熱條件，如現(xiàn)有LPBF基板的預熱溫度都不高于200 ℃。Kalentics等[45]嘗試了在選區(qū)激光熔化CM247LC合金的制備過程中加入激光噴丸強化（laser shock peening，LSP）技術，結果表明，經(jīng)過激光噴丸處理的區(qū)域裂紋密度下降了95%。然而，這種后處理方式不但操作困難、效率低下，而且影響區(qū)域有限，并非解決裂紋的理想途徑。

2）合金成分優(yōu)化。高溫合金現(xiàn)有牌號的成分設計是在慢速凝固條件下以獲得優(yōu)異的組織和性能為前提而進行研發(fā)的。高溫合金增材制造技術與傳統(tǒng)制備技術之間存在巨大差異（極快的冷卻速度），這會引起成熟牌號的高溫合金在增材制造時不能充分發(fā)揮增材制造技術自身優(yōu)勢，且高強高耐熱高溫合金在增材制造過程中極易出現(xiàn)裂紋。有研究人員通過優(yōu)化調(diào)整CM247LC合金的成分，得到了更為優(yōu)異的力學性能。Griffiths等[33]研究了LBPF制備CM247LC合金的裂紋問題，認為LPBF制備的該合金的裂紋主要為凝固裂紋和液化裂紋，并發(fā)現(xiàn)Hf元素極易偏聚于晶?；騺啺倪吔缣?。通過對CM247LC合金進行成分調(diào)整、去掉Hf元素以縮小凝固范圍，有效減輕了增材制造CM247LC的微裂紋，所得樣品的裂紋密度對比情況如圖10[33]所示。后續(xù)他們[46]研究了去除Hf元素后對LPBF制備的CM247LC合金組織及性能的影響。結果表明，去除了Hf元素的合金在1 260 ℃下熱處理2 h后，出現(xiàn)了之前沒有出現(xiàn)過的退火孿晶現(xiàn)象，且γ￠相含量下降，硬度降低。這表明僅改變Hf一種元素的含量盡管可以減少微裂紋數(shù)量，但所得合金的力學性能不如CM247LC合金原有水平。Luca等[47]為了探明CM247LC合金增材制造產(chǎn)生裂紋的原因，把CM247LC合金簡化成了僅含Ni、Cr、Al和Ti等4種元素成分的合金。合金成分簡化防止了凝固/液化裂紋的出現(xiàn)，但無法避免SAC和DDC裂紋的產(chǎn)生。Tang等[38]經(jīng)過比較傳統(tǒng)合金IN939和CM247LC的成分、LPBF的組織形貌特征及性能，使用計算方法設計了適用于增材制造工藝的新型γ/γ￠鎳基高溫合金。LPBF制備的CM247LC合金中存在凝固裂紋、液化裂紋和固態(tài)裂紋，而LPBF制備的新合金基本沒有缺陷。由圖11可知，新合金（ABD–850AM）的良好性能證明了合金成分設計的可行性[38]。

圖10 選區(qū)激光熔化CM247LC樣品（調(diào)整元素前后）的裂紋密度對比[33]

圖11 不同合金的高溫性能對比[38]

圖11 不同合金的高溫性能對比[38]（續(xù)）

5 結論與展望

1）高耐熱高強高溫合金增材制造成為高耐熱承載復雜結構部件成形制造的重要技術方案，CM247LC合金的增材制造受到了廣泛的關注與研究。

2）與傳統(tǒng)制造技術相比，增材制造CM247LC合金的微觀形貌有很大差異。從晶粒取向上看，增材制造的CM247LC合金展示出了典型的外延生長形貌，并存在大量<001>取向的柱狀晶，表現(xiàn)出強烈的<001>織構。但在增材制造凝固過程中，高溫度梯度給CM247LC合金帶來了比傳統(tǒng)制造更精細的晶粒組織。這些細小的晶粒尺寸以及合金中存在的沉淀相使增材制造試樣的強度與常規(guī)鑄造熱處理后試樣的強度相近甚至更高。從更微觀尺度看，在增材制造CM247LC合金的胞界處存在尺寸約50 nm的顆粒狀γ'相，并且在胞界處存在Ti、Hf、Ta、W、C元素明顯富集的沉淀物。已有研究表明，這些沉淀物能夠有效阻礙位錯的滑動，進而提高合金強度。

3）CM247LC合金增材制造的主要冶金缺陷有未熔合、孔隙、球化以及裂紋。增材制造CM247LC合金的裂紋分為4類：凝固裂紋、液化裂紋、應變時效裂紋和延性失塑裂紋。消除增材制造裂紋是CM247LC合金增材制造最具挑戰(zhàn)的難題，其他3種冶金缺陷均能夠通過調(diào)整工藝參數(shù)實現(xiàn)基本消除。

4）已有研究主要通過2種思路來嘗試消除CM247LC合金增材制造裂紋：（1）通過優(yōu)化工藝參數(shù)來消除裂紋，該思路是希望可以改善增材制造過程中應力不均勻的問題，但工藝參數(shù)優(yōu)化并未真正解決應力不均帶來的開裂，針對這個思路，建議未來在探索增材制造技術的同時引入可緩解應力集中的技術；（2）根據(jù)增材制造的裂紋形成機理來調(diào)整優(yōu)化合金成分，有研究表明，成分優(yōu)化可實現(xiàn)高鋁鈦含量鎳基高溫合金的少裂紋或無裂紋增材制造，并且在一定溫度范圍內(nèi)得到較好的性能，但適用于增材制造的合金優(yōu)化設計準則尚不明確，且缺失與鑄造CM247LC合金全面的性能對比，這些問題還有待進一步的實驗驗證。

[1] 劉龍濤, 陳超越, 李霞, 等. 激光增材制造單晶高溫合金研究進展[J]. 精密成形工程, 2019, 11(4): 73-80.

LIU Long-tao, CHEN Chao-yue, LI Xia, et al. Research Progress in Laser Additive Manufacturing Technology of Single Crystal Superalloy[J]. Journal of Netshape Forming Engineering, 2019, 11(4): 73-80.

[2] 閔捷, 溫東旭, 岳天宇, 等. 增材制造技術在高溫合金零部件成形中的應用[J]. 精密成形工程, 2021, 13(1): 44-50.

MIN Jie, WEN Dong-xu, YUE Tian-yu, et al. Application of Additive Manufacturing Technology in Forming of Superalloy Component[J]. Journal of Netshape Forming Engineering, 2021, 13(1): 44-50.

[3] DEBROY T, WEI H, ZUBACK J, et al. Additive Manufacturing of Metallic Components-Process, Structure and Properties[J]. Progress in Materials Science, 2018, 92: 112-224.

[4] HARRIS K, ERICKSON G L. Low Carbon Directional Solidification Alloy: US5069873[P]. 1991-12-03.

[5] HARRIS K, ERICKSON G, SCHWER R. MAR-M247 Derivations—CM247 LC DS Alloy, CMSX Single Crystal Alloys, Properties and Performance[J]. Superalloys, 1984: 221-230.

[6] ZHANG Jian, SINGER R F. Effect of Grain-Boundary Characteristics on Castability of Nickel-Base Superalloys[J]. Metallurgical and Materials Transactions A: Physical Metallurgy and Materials Science, 2004, 35 A(3): 939-946.

[7] ZHANG J, SINGER R. Hot Tearing of Nickel-Based Superalloys during Directional Solidification[J]. Acta Materialia, 2002, 50(7): 1869-1879.

[8] WANG X, CARTER L N, ADKINS N J E, et al. Novel Hybrid Manufacturing Process of CM247LC and Multi-Material Blisks[J]. Micromachines, 2020, 11(5): E492.

[9] CATCHPOLE-SMITH S, ABOULKHAIR N, PARRY L, et al. Fractal Scan Strategies for Selective Laser Melting of ‘Unweldable’ Nickel Superalloys[J]. Additive Manufacturing, 2017, 15: 113-122.

[10] 王澤敏, 黃文普, 曾曉雁. 激光選區(qū)熔化成形裝備的發(fā)展現(xiàn)狀與趨勢[J]. 精密成形工程, 2019, 11(4): 21-28.

WANG Ze-min, HUANG Wen-pu, ZENG Xiao-yan. Status and Prospect of Selective Laser Melting Machines[J]. Journal of Netshape Forming Engineering, 2019, 11(4): 21-28.

[11] TAN Chao-lin, WENG Fei, SUI Shang, et al. Progress and Perspectives in Laser Additive Manufacturing of Key Aeroengine Materials[J]. International Journal of Machine Tools and Manufacture, 2021, 170: 103804.

[12] WANG Xi-qian, CARTER L N, PANG Bo, et al. Microstructure and Yield Strength of SLM-Fabricated CM247LC Ni-Superalloy[J]. Acta Materialia, 2017, 128: 87-95.

[13] ALHUZAIM A, IMBROGNO S, ATTALLAH M M. Direct Laser Deposition of Crack-Free CM247LC Thin Walls: Mechanical Properties and Microstructural Effects of Heat Treatment[J]. Materials & Design, 2021, 211: 110123.

[14] 耿志杰, 王善林, 陳玉華, 等. 不同填充材料下316LN/Inconel 718異種激光焊接頭的顯微組織與力學性能[J]. 精密成形工程, 2019, 11(5): 71-77.

GENG Zhi-jie, WANG Shan-lin, CHEN Yu-hua, et al. Microstructure and Mechanical Properties of 316LN/Inconel 718 Dissimilar Alloy Laser Welding Joint with Different Filling Materials[J]. Journal of Netshape Forming Engineering, 2019, 11(5): 71-77.

[15] DAVID S, DEBROY T. Current Issues and Problems in Welding Science[J]. Science, 1992, 257(5069): 497-502.

[16] WEIRATHER J, ROZOV V, WILLE M, et al. A Smoothed Particle Hydrodynamics Model for Laser Beam Melting of Ni-Based Alloy 718[J]. Computers and Mathematics with Applications, 2019, 78(7): 2377- 2394.

[17] RAIYAN S, YE Jia-hui, AUSTIN W, et al. Effect of Composition and Phase Diagram Features on Printability and Microstructure in Laser Powder Bed Fusion: Development and Comparison of Processing Maps across Alloy Systems[J]. Additive Manufacturing, 2021: 102258.

[18] 卜文德, 譚和, 王磊, 等. 高溫合金GH4169電子束熔絲增材制造工藝研究[J]. 精密成形工程, 2021, 13(3): 162-166.

BU Wen-de, TAN He, WANG Lei, et al. Study on Process for Electron Beam Wire-Feed Additive Manufacturing of GH4169 Superalloy[J]. Journal of Netshape Forming Engineering, 2021, 13(3): 162-166.

[19] MU?OZ-MORENO R, DIVYA V, DRIVER S, et al. Effect of Heat Treatment on the Microstructure, Texture and Elastic Anisotropy of the Nickel-Based Superalloy CM247LC Processed by Selective Laser Melting[J]. Materials Science & Engineering A, 2016, 674: 529- 539.

[20] HAGHDADI N, WHITELOCK E, LIM B, et al. Multimodal γ' Precipitation in Inconel-738 Ni-Based Superalloy during Electron-Beam Powder Bed Fusion Additive Manufacturing[J]. Journal of Materials Science, 2020, 55: 1-9.

[21] ANTONYSAMY A, MEYER J, PRANGNELL P. Effect of Build Geometry on the β-Grain Structure and Texture in Additive Manufacture of Ti6Al4V by Selective Electron Beam Melting[J]. Materials Characterization, 2013, 84: 153-168.

[22] MANVATKAR V, DE A, DEBROY T. Heat Transfer and Material Flow during Laser Assisted Multi-Layer Additive Manufacturing[J]. Journal of Applied Physics, 2014, 116(12): 124905.

[23] RAGHAVAN A, WEI H L, PALMER T A, et al. Heat Transfer and Fluid Flow in Additive Manufacturing[J]. Journal of Laser Applications, 2013, 25(5): 052006.

[24] WANG Zhu-qing, PALMER T A, BEESE A M. Effect of Processing Parameters on Microstructure and Tensile Properties of Austenitic Stainless Steel 304L Made by Directed Energy Deposition Additive Manufacturing[J]. Acta Materialia, 2016, 110: 226-235.

[25] MANVATKAR V, DE A, DEBROY T. Spatial Variation of Melt Pool Geometry, Peak Temperature and Solidification Parameters during Laser Assisted Additive Manufacturing Process[J]. Materials Science and Technology, 2015, 31(8): 924-930.

[26] THIJS L, SISTIAGA M L M, WAUTHLE R, et al. Strong Morphological and Crystallographic Texture and Resulting Yield Strength Anisotropy in Selective Laser Melted Tantalum[J]. Acta Materialia, 2013, 61(12): 4657-4668.

[27] THIJS L, KEMPEN K, KRUTH J P, et al. Fine- Structured Aluminium Products with Controllable Texture by Selective Laser Melting of Pre-Alloyed AlSi10Mg Powder[J]. Acta Materialia, 2013, 61(5): 1809-1819.

[28] RAGHAVAN N, DEHOFF R, PANNALA S, et al. Numerical Modeling of Heat-Transfer and the Influence of Process Parameters on Tailoring the Grain Morphology of IN718 in Electron Beam Additive Manufacturing[J]. Acta Materialia, 2016, 112: 303-314.

[29] PARIMI L L, RAVI G A, CLARK D, et al. Microstructural and Texture Development in Direct Laser Fabricated IN718[J]. Materials Characterization, 2014, 89: 102-111.

[30] ZHOU Wen-zhe, ZHU Guo-liang, WANG Rui, et al. Inhibition of Cracking by Grain Boundary Modification in a Non-Weldable Nickel-Based Superalloy Processed by Laser Powder Bed Fusion[J]. Materials Science & Engineering A, 2020, 791: 139745.

[31] MARTIN J, YAHATA B, MAYER J, et al. Grain Refinement Mechanisms in Additively Manufactured Nano-Functionalized Aluminum[J]. Acta Materialia, 2020, 200: 1022-1037.

[32] DIVYA V, MU?OZ-MORENO R, MESSé O, et al. Microstructure of Selective Laser Melted CM247LC Nickel-Based Superalloy and Its Evolution through Heat Treatment[J]. Materials Characterization, 2016, 114: 62-74.

[33] GRIFFITHS S, TABASI H G, IVAS T, et al. Combining Alloy and Process Modification for Micro-Crack Mitigation in an Additively Manufactured Ni-Base Superalloy[J]. Additive Manufacturing, 2020, 36: 101443.

[34] THOMAS V, JEAN-BAPTISTE F, AURELIEN P, et al. New Insights on Cellular Structures Strengthening Mechanisms and Thermal Stability of an Austenitic Stainless Steel Fabricated by Laser Powder-Bed-Fusion[J]. Acta Materialia, 2021, 203: 116476.

[35] PINOMAA T, LINDROOS M, WALBRüHL M, et al. The Significance of Spatial Length Scales and Solute Segregation in Strengthening Rapid Solidification Microstructures of 316L Stainless Steel[J]. Acta Materialia, 2020, 184(C): 1-16.

[36] BO Yang, SHANG Z, JIE Ding, et al. Investigation of Strengthening Mechanisms in an Additively Manufactured Haynes 230 Alloy[J]. Acta Materialia, 2022, 222: 117404.

[37] DUPONT J N, LIPPOLD J C, KISER S D. Welding Metallurgy and Weldability of Nickel-Base Alloys[M]. Hoboken, NJ: Wiley, 2009: 157-248.

[38] TANG Y, PANWISAWAS C, GHOUSSOUB J, et al. Alloys-by-Design: Application to New Superalloys for Additive Manufacturing[J]. Acta Materialia, 2021, 202: 417-436.

[39] AHN H I, JEONG S H, CHO H H, et al. Ductility-Dip Cracking Susceptibility of Inconel 690 Using Nb Content[J]. Journal of Alloys and Compounds, 2019, 783: 263-271.

[40] LI Yi-feng, WANG Jian-qiu, HAN En-hou, et al. Multi-Scale Study of Ductility-Dip Cracking in Nickel-Based Alloy Dissimilar Metal Weld[J]. Journal of Materials Science & Technology, 2019, 35(4): 545-559.

[41] ZHANG Xiao-qiang, CHEN Hua-bin, XU Lu-ming, et al. Cracking Mechanism and Susceptibility of Laser Melting Deposited Inconel 738 Superalloy[J]. Materials & Design, 2019, 183(C): 108105.

[42] CARTER L N, ATTALLAH M M, REED R C. Laser Powder Bed Fabrication of Nickel-Base Superalloys: Influence of Parameters; Characterisation, Quantification and Mitigation of Cracking[J]. Superalloys 2012, 2012: 577-586.

[43] CARTER L N, MARTIN C, WITHERS P J, et al. The Influence of the Laser Scan Strategy on Grain Structure and Cracking Behaviour in SLM Powder-Bed Fabricated Nickel Superalloy[J]. Journal of Alloys and Compounds, 2014, 615: 338-347.

[44] BIDRON G, DOGHRI A, MALOT T, et al. Reduction of the Hot Cracking Sensitivity of CM-247LC Superalloy Processed by Laser Cladding Using Induction Preheating[J]. Journal of Materials Processing Tech, 2019, 277: 116461.

[45] KALENTICS N, SOHRABI N, TABASI H, et al. Healing Cracks in Selective Laser Melting by 3D Laser Shock Peening[J]. Additive Manufacturing, 2019, 30: 100881.

[46] SETH G, HOSSEIN G T, ANTHONY D L, et al. Influence of Hf on the Heat Treatment Response of Additively Manufactured Ni-Base Superalloy CM247LC[J]. Materials Characterization, 2021, 171: 110815.

[47] LUCA A De, KENEL C, GRIFFITHS S, et al. Microstructure and Defects in a Ni-Cr-Al-Ti γ/γ' Model Superalloy Processed by Laser Powder Bed Fusion[J]. Materials & Design, 2021, 201: 109531.

Research Progress of Additive Manufacturing of CM247LC Nickel-based Superalloy

QIAO Shen, ZHOU Wen-zhe, TAN Qing-biao, DONG An-ping, ZHU Guo-liang, SHU Da, SUN Bao-de

(Shanghai Key Laboratory of Advanced High Temperature Materials and Precision Forming, Shanghai Jiaotong University, Shanghai 200240, China)

The hot end parts in the aerospace field show the development trend of complex structure, high heat resistance and high load-bearing capacity. Additive manufacturing of superalloys has become an important technical solution for the manufacturing of hot end parts with complex structures. This work mainly introduced the microstructure characteristics of CM247LC alloy prepared by additive manufacturing and summarized the formation mechanism and elimination methods of metallurgical defects. Studies show that the CM247LC alloy prepared by additive manufacturing has a fine grain size and exhibits a strong <001> texture. There is a granular γ? phase with a size of about 50 nm at the cell boundary of CM247LC alloy prepared by additive manufacturing. And there are carbides that are obviously enriched in elements such as Ti/Hf/Ta/W/C at the cell boundary. Cracks are the most difficult metallurgical defect in additive manufacturing of CM247LC alloy. It is difficult to truly solve crack defects only through optimization of process parameters. Reasonable composition optimization is expected to achieve crack elimination. However, the overall performance of alloy with optimized composition after additive manufacturing needs further evaluation.

addictive manufacturing (AM); superalloys; CM247LC; microstructure; cracking

10.3969/j.issn.1674-6457.2022.08.014

TG665

A

1674-6457(2022)08-0093-11

2021–11–16

航空動力基金（6141B09050324）

喬紳（1996—），男，碩士生，主要研究方向為高溫合金的增材制造。

譚慶彪（1981—），男，博士，工程師，主要研究方向為高溫合金精密成形技術。

責任編輯：蔣紅晨