西交大綜述：鑄造鎳基高溫合金增材修復(fù)技術(shù)的研究現(xiàn)狀

來(lái)源：西安交通大學(xué)金屬材料強(qiáng)度國(guó)家重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室

隨著近年來(lái)社會(huì)對(duì)清潔能源越來(lái)越重視,，高溫、高效的燃?xì)廨啓C(jī)發(fā)電或動(dòng)力技術(shù)將更加廣泛用于發(fā)電 或動(dòng)力設(shè)備,，以提高能源利用效率[1],。自從引進(jìn),、消 化各國(guó)燃?xì)廨啓C(jī)制造技術(shù)以來(lái),，中國(guó)已經(jīng)大量裝機(jī)了 進(jìn)口或部分自制的燃?xì)廨啓C(jī)，但到目前為止,，仍未掌 握核心熱端部件的設(shè)計(jì),、制造與維護(hù)技術(shù)，如圖 1 中 的燃?xì)廨啓C(jī)透平動(dòng),、靜葉片等高溫部件[2],。

但是,，因燃?xì)廨啓C(jī)、航空發(fā)動(dòng)機(jī)的多次啟�,；蛘{(diào) 整負(fù)荷造成熱端部件承受熱循環(huán)載荷,，導(dǎo)致出現(xiàn)熱應(yīng) 力疲勞裂紋。葉片等部件因經(jīng)受長(zhǎng)達(dá)幾萬(wàn)小時(shí)的長(zhǎng)時(shí)間高溫,、大應(yīng)力等服役條件而出現(xiàn)組織退化,、蠕變、燒蝕,、腐蝕,、氧化以及微動(dòng)磨損等缺陷[3]。因此,，燃?xì)廨啓C(jī)與航空發(fā)動(dòng)機(jī)每次檢修的重中之重是熱端透平部件的檢查與維修,，一旦發(fā)現(xiàn)嚴(yán)重?fù)p傷，需立即更換 或修復(fù),。因高溫透平部件的制造成本極高,，若局部損 傷可通過(guò)修復(fù)來(lái)恢復(fù)性能，將極大地降低成本和制造 周期,，減少資源浪費(fèi),，具有極大的社會(huì)效益和市場(chǎng)價(jià)值。為了攻克這一技術(shù)難關(guān),，中國(guó)提出了“兩機(jī)專項(xiàng) 計(jì)劃”等一系列國(guó)家戰(zhàn)略課題,。在燃?xì)廨啓C(jī)設(shè)備的制造與維護(hù)技術(shù)中，重要一環(huán)是對(duì)鑄造高溫合金高溫部 件的制造與修復(fù)技術(shù),，因此,，開展鑄造鎳基高溫合金 增材修復(fù)技術(shù)與工藝研究具有非常重要的意義。

圖 1 燃?xì)廨啓C(jī)透平動(dòng),、靜葉片

Fig.1 Gas turbine blades and vanes[2]

1 鑄造鎳基高溫合金及其應(yīng)用

鑄造鎳基高溫合金是以鎳為基體,、添加總質(zhì)量分?jǐn)?shù)超過(guò) 40%的 C、B,、Cr,、Co、W,、Mo、Al,、Ti,、Ta、 Nb、RE 等合金元素的一類鎳基合金,，如 IN738LC,、 IN100、GTD-111,、CMSX-4 等[4],。主要組織由鎳基固溶 體（γ）和彌散分布在固溶體內(nèi)部的析出相 Ni3(Al, Ti, Ta) （γ′相）、主要分布在晶界的 MC 型碳化物或硼化物和 γ-γ′共晶以及 γ-MC 共晶組織組成,。這類合金為具有良 好的高溫組織穩(wěn)定性,、高溫力學(xué)性能（高溫強(qiáng)度、抗蠕變性能,、高溫耐疲勞性能）,、高溫抗氧化性、耐熱腐 蝕性能等且具有良好的鑄造性能的一類結(jié)構(gòu)材料[1-5],，主要強(qiáng)化機(jī)制是由 Cr、Co,、W,、Mo、RE等高熔點(diǎn),、大原子半徑合金元素固溶于鎳基合金基體的固溶強(qiáng)化 和具有良好高溫穩(wěn)定性的 γ′析出相的沉淀強(qiáng)化,，以及分布于晶界的碳化物或硼化物的晶界強(qiáng)化，從而可長(zhǎng)時(shí) 間穩(wěn)定服役于 800~1100 ℃（甚至~1200 ℃（材料熔點(diǎn) 的 90%））的高溫高應(yīng)力,、熱腐蝕,、氧化、微動(dòng)磨損,、熱應(yīng)力疲勞等極端工況,，主要用于制造燃?xì)廨啓C(jī)和航空 航天發(fā)動(dòng)機(jī)的高溫透平部件[6]。但該類材料幾乎不可鍛造或焊接,，對(duì)于結(jié)構(gòu)復(fù)雜的高溫透平部件，目前只能通 過(guò)精密鑄造（精密澆注,、定向凝固或單晶拉拔鑄造等）進(jìn)行近凈尺寸鑄造等軸晶,、柱狀晶或單晶部件[7]。

2 鑄造鎳基高溫合金增材修復(fù)難點(diǎn)

在鑄造鎳基高溫合金部件服役中,，一旦發(fā)現(xiàn)存在 損傷,，針對(duì)可維修的損傷部件，除組織退化或蠕變空 洞等缺陷可通過(guò)熱等靜壓+固溶+時(shí)效的標(biāo)準(zhǔn)熱處理工藝恢復(fù)組織與性能外,，其余缺陷均需采取去除缺陷,、 增材修復(fù)的維修方法以恢復(fù)尺寸與性能�,？捎糜阼T造鎳基高溫合金的增材修復(fù)方法可分為 2 種，即熔化焊或熔覆與釬焊和固相焊,。熔化焊或熔覆是通過(guò)熔化填充材料或使基材局部熔化而形成熔池，隨著熔池的冷卻凝固而實(shí)現(xiàn)冶金結(jié)合的增材修復(fù)方法,，包括氬弧焊,、等離子焊,、激光焊、激光熔覆,、電子束焊,、電子束熔覆等；釬焊和固相焊是基材幾乎不熔化,、無(wú)填充材料或填充材料全部或部分熔化來(lái)填充缺口的一類固相焊方法,，包括活性釬焊、大間隙釬焊,、活性液相擴(kuò)散焊,、線性摩擦焊等。熔化焊增材修復(fù)方法是適應(yīng)性強(qiáng),、可精確控制的理想增材修復(fù)方法,，但由于鎳基高溫合金是多元素強(qiáng)化的無(wú)相變合金，在熔焊增材修復(fù)時(shí)極易出現(xiàn)成分,、組織偏析,，特別是含（Al+Ti）大于6%的 鑄造鎳基高溫合金（常稱為難焊鎳基高溫合金）[8]，易出現(xiàn)凝固裂紋,、液化裂紋,、應(yīng)變時(shí)效裂紋和失塑裂紋 等，各類裂紋主要形成出現(xiàn)位置與溫度區(qū)間如圖 2 所示（在Caron[8]描述的凝固裂紋和時(shí)效裂紋的基礎(chǔ)上增 加了液化裂紋和失塑裂紋產(chǎn)生與溫度的關(guān)系圖）,。因此,，在利用熔化焊方法對(duì)鑄造鎳基高溫合金進(jìn)行增材修復(fù)時(shí)，對(duì)裂紋的控制是決定修復(fù)成敗的關(guān)鍵,。

圖 2 4類裂紋的分布位置與形成溫度區(qū)間

Fig.2 Distribution and forming temperatureranges of four cracks

2.1 凝固裂紋

凝固裂紋是鎳基高溫合金熔焊時(shí),，伴隨液態(tài)熔池 冷卻凝固過(guò)程形成并分布在已凝固晶粒晶界或柱狀晶 晶間的一類裂紋，在裂紋附近存在低熔點(diǎn)成分富集,，如 B 或 Zr 等顯著降低熔點(diǎn)元素[9]。

因鎳基高溫合金的基體為凝固及冷卻過(guò)程中不發(fā)生相變的單相基體，熔化焊或熔覆的熔池在快冷過(guò)程 中極易形成不易流動(dòng)的粗大柱狀晶組織,，在熔池凝固界面前沿的糊狀（液,、固混合）區(qū)，因選分結(jié)晶導(dǎo)致成分偏析而使低熔點(diǎn)液相（富含 B,、Zr 降熔元素）富 集在晶界或枝晶間,。一旦液相熔點(diǎn)過(guò)低會(huì)形成連續(xù)液態(tài)薄膜，同時(shí)由于冷卻和凝固收縮應(yīng)力的作用導(dǎo)致出現(xiàn) 沿晶界的凝固裂紋或熱裂紋,，如圖 3 所示[10],。導(dǎo)致形 成凝固裂紋的主要因素有存在大量的 B、Zr 降熔元素,、快速焊或熔覆時(shí)形成淚滴型熔池[8]和形成大角度晶界 （晶粒取向夾角大于 13.4°）的柱狀晶組織[10-12],。Ramak[1]rishnan等人[13]在 IN 738 的激光熔覆區(qū)，發(fā)現(xiàn)了具有大角度晶粒取向晶界的凝固裂紋,，原因是因氣氛含氧量增 加,，熔覆過(guò)程中晶界氧化促進(jìn)了凝固裂紋的產(chǎn)生。

圖 3 鎳基高溫合金凝固裂紋的形成過(guò)程

Fig.3 Solidification cracking formation ofnickel-based superalloy[10]

2.2 液化裂紋

液化裂紋是在熔化焊或熔覆的熱循環(huán)作用下,，在 基材或已凝固熔覆層側(cè)附近低于基材固相線溫度區(qū)域出現(xiàn)的晶界液化而形成的沿晶界裂紋,，通常也稱為“熱 影響區(qū)（HAZ）液化裂紋”，這是鎳基高溫合金熔化焊 或熔覆修復(fù)中常見的裂紋之一,。這種裂紋的長(zhǎng)度很短,， 通常在晶粒尺寸量級(jí)且垂直于熔合線，沿裂紋邊界通�,？捎^察到液化共晶組織,。液化裂紋通常是在晶界處 因冷卻收縮應(yīng)力與 HAZ 高溫區(qū)晶界局部組分液化共 同作用的結(jié)果，形成機(jī)理見圖 4 所示（基于 Xu[14]液化 裂紋形成原理圖中明確了裂紋所處的位置）,。通常在低于固相線溫度之下出現(xiàn)因快速加熱導(dǎo)致非平衡條件的 界面組元液化,，出現(xiàn)的液相或偏析液化將高溫下遷移的 晶界釘扎，形成沿晶界分布的連續(xù)或半連續(xù)液化裂紋,。

液化裂紋的產(chǎn)生主要是由于處于晶界的第二相顆 粒的組分液化[15,16],，如共晶型液化（含 Nb 和 Ti 的低 熔點(diǎn)晶間液化）、MC顆粒-γ 組分液化,、B 化物-γ 組分 液化以及粗大 γ′-γ 組分液化等,。Ojo 等人[17]通過(guò)研究 氬弧焊（GTAW）焊接過(guò)時(shí)效 IN738 的 HAZ 以及利用Gleeble 熱模擬試驗(yàn)研究 HAZ 組織，發(fā)現(xiàn)了晶界處的γ′相與基體相發(fā)生組分液化,，且發(fā)現(xiàn)了粗大的 γ′相在焊 接快速加熱過(guò)程中可在 IN738 固溶溫度之上仍存在是 導(dǎo)致出現(xiàn)組分液化的重要因素,。這種現(xiàn)象也被Tancret 等人[18]通過(guò)熱動(dòng)力學(xué)計(jì)算軟件模擬計(jì)算得到證實(shí)，且 γ′相尺寸越大,，出現(xiàn)組分液化的臨界加熱速度越低,， 即越粗大的 γ′相在焊接熱循環(huán)中越易出現(xiàn)組分液化,。 Sidhu 等人[19]采用 GTAW焊接定向凝固合金 Rene80 時(shí)發(fā)現(xiàn)同樣存在晶界液化裂紋的組分液化現(xiàn)象，但由于定向凝固合金的硬度更高,、晶界更少,，相對(duì)于等軸晶 IN738 合金，HAZ 液化裂紋更少,。Montazeri[20]和 Taheri 等 [21] 利 用 Nd:YAG 脈沖激光分別在焊接 IN738LC、GTD-111 鎳基高溫合金時(shí),，同樣發(fā)現(xiàn)在 HAZ 因第二相顆粒的組分液化而出現(xiàn)了液化裂紋,。Xu 等[14] 研究了激光固態(tài)成形工藝制備 IN738LC鎳基高溫合金 時(shí)也同樣在 HAZ 發(fā)現(xiàn)了液化裂紋。

由于在熔化焊或熔覆時(shí)非平衡快速加熱過(guò)程中第 二相（如 γ′相,，MC 顆粒等）無(wú)法快速溶解進(jìn)入基體,， 而在高溫下出現(xiàn)粗大第二相顆粒與基體之間的界面液 化反應(yīng)從而出現(xiàn)了組分液化，在隨后快速冷卻時(shí)產(chǎn)生收縮應(yīng)力,，但在較低溫度下仍殘留低熔點(diǎn)液化相,，從而出現(xiàn)了 HAZ 晶間液化裂紋。因此,，避免或減少液化 裂紋的主要措施是可通過(guò)焊前熱處理使基材成分均勻化和減小第二相顆粒體積分?jǐn)?shù),、尺寸與分布，同時(shí)焊 接時(shí)采用預(yù)熱,、小參數(shù)等減小熱影響區(qū),、減小焊接應(yīng) 力的高溫預(yù)熱方法來(lái)減少該類裂紋傾向，或采用低匹 配方法[22]減小焊接應(yīng)力,。

圖4液化裂紋的分布及形成機(jī)理

Fig.4 Distribution and formation mechanismof liquation cracking

2.3 應(yīng)變時(shí)效裂紋

應(yīng)變時(shí)效裂紋是在鑄造鎳基高溫合金的熔化焊或 熔覆后的 HAZ,，在時(shí)效熱處理過(guò)程中，因析出相導(dǎo)致晶內(nèi)強(qiáng)化而晶界塑性降低,，同時(shí)析出時(shí)出現(xiàn)收縮應(yīng)力 并與熔化焊或熔覆殘余應(yīng)力疊加,，應(yīng)力超過(guò)基體強(qiáng)度 而出現(xiàn)了應(yīng)變開裂[8]。特別是對(duì)于通常稱為不可焊接的含（Al+Ti）大于 6%的鑄造鎳基高溫合金,，這類裂 紋通常很難避免,，特別是在焊后去應(yīng)力熱處理過(guò)程中經(jīng)常出現(xiàn)，Al,、Ti 含量對(duì)應(yīng)變時(shí)效裂紋的影響如圖 5 所示（基于 Henderson[23]和 Gürel[24]的應(yīng)變時(shí)效裂紋與 Al,、Ti 含量關(guān)系圖，添加了燃?xì)廨啓C(jī)常用合金成分）,， 這類裂紋斷口通常出現(xiàn)小平面或延性斷口,，并與液化 裂紋同時(shí)出現(xiàn)。

Zhang 等人[25]對(duì)不同熱處理狀態(tài)的 GTD-111 高溫合金的 Nd:YAG 脈沖激光焊接頭組織與性能進(jìn)行分析,，發(fā)現(xiàn)時(shí)效態(tài)與鑄態(tài)基體焊接接頭中既存在液化裂 紋也存在應(yīng)變時(shí)效裂紋,，但固溶態(tài)基體可避免這類裂 紋的產(chǎn)生,。Kayacan 等人[26]在 GTAW 焊接 Rene41 材 料中發(fā)現(xiàn)，焊前與焊后合理的固溶熱處理可獲得無(wú)應(yīng) 變時(shí)效裂紋的接頭,。應(yīng)變時(shí)效裂紋通常出現(xiàn)在晶界三 岔處或粗大晶界碳化物等應(yīng)力集中區(qū)域,，因此通過(guò)采取減小焊接或熔覆殘余應(yīng)力的措施，如基體固溶軟化,、 小熱輸入,，以及極其快速加熱以避開時(shí)效裂紋敏感性 C 曲線的鼻尖位置[27]。

圖 5 應(yīng)變時(shí)效裂紋與 Al,、Ti 含量的關(guān)系

Fig.5 Relationship between strain agingcrack and Al, Ti content

2.4 失塑裂紋

失塑裂紋是在較低溫度下（通常在 0.4~0.7 Tm）,， 因鎳基高溫合金出現(xiàn)塑性降低而出現(xiàn)的晶界開裂，主要特點(diǎn)是在直長(zhǎng)三叉晶界,、鋸齒晶界與碳化物或共晶 團(tuán)附近的晶界滑移開裂[28],。

通常焊接或增材修復(fù)后存在接近屈服強(qiáng)度的殘余 應(yīng)力，隨后熱循環(huán)溫度上升至一定溫度,，在大的殘余 應(yīng)力作用下導(dǎo)致晶界局部滑移,，而位錯(cuò)在長(zhǎng)直晶界、碳化物與基體界面處聚集而形成較大的應(yīng)力集中,，但 晶界滑移仍較困難,，當(dāng)應(yīng)力超過(guò)界面處結(jié)合強(qiáng)度時(shí)， 形成類似如蠕變誘發(fā)開裂的失塑裂紋[29],。失塑裂紋的 出現(xiàn)主要跟合金成分有關(guān),，見圖6所示（基于 Attallah[30] 和 Lvarez Tejedor[31]的失塑裂紋與成分關(guān)系圖，添加了燃?xì)廨啓C(jī)常用合金成分）,。雖然較多文獻(xiàn)對(duì)于鎳基高溫 合金的失塑裂紋有報(bào)道,，但其形成理論仍未成熟。失 塑裂紋的主要影響因素[32]包括：晶粒大小,、合金成分,、雜質(zhì)，晶間偏析,、析出相與晶界釘扎碳化物與硼化物,，晶粒取向，相對(duì)施加的應(yīng)力,、晶界扭曲和動(dòng)態(tài)重結(jié)晶,。 基于失塑裂紋理論，鎳基高溫合金在較低溫度下 （通常在 0.4~0.7 Tm）出現(xiàn)塑性降低的現(xiàn)象,，但對(duì)于鑄造鎳基高溫合金,，基材側(cè)熱影響區(qū)晶界生長(zhǎng)及平直化難度較大，晶界通常分布著碳化物或析出相,，導(dǎo)致 晶界曲折,，通常發(fā)生失塑裂紋機(jī)率較小,，但在 IN738LC[33]、M247LC[28]的激光熔覆同材質(zhì)增材修復(fù) 時(shí)經(jīng)常出現(xiàn),。

圖 6 失塑裂紋與合金成分之間的關(guān)系

Fig.6 Relationship between ductility-dipcrack and Al, Ti content[30,31]

3 控制鑄造鎳基高溫合金增材修復(fù)裂紋技術(shù)

在鑄造鎳基高溫合金的熔化焊和熔覆增材修復(fù) 中,，易產(chǎn)生多種裂紋，裂紋的防止主要是通過(guò)工藝手 段或冶金手段,，協(xié)調(diào)應(yīng)力（焊接應(yīng)力與組織應(yīng)力）與材料裂紋抗力（出現(xiàn)液化薄膜,、材料塑性降低、組織與第二相等因素）之間的關(guān)系,，從而減少或避免裂紋 的產(chǎn)生,。

3.1 基于修復(fù)工藝的裂紋控制

針對(duì)熔化焊增材修復(fù)鑄造鎳基高溫合金時(shí)影響裂紋的主要因素，可通過(guò)采取焊前熱處理,、預(yù)熱,、熱輸 入,、選擇增材修復(fù)工藝以及修復(fù)后處理等主要措施來(lái)減少或避免裂紋,。

3.1.1 焊前熱處理

由于鑄造鎳基高溫合金含有大量的合金元素且有 大量沉淀強(qiáng)化 γ′相，鑄態(tài)與時(shí)效態(tài)鎳基高溫合金具有高的高溫強(qiáng)度和硬度,，在增材修復(fù)過(guò)程中極易產(chǎn)生裂 紋,。為了避免這類裂紋產(chǎn)生，可通過(guò)修復(fù)前熱處理降 低 γ′相體積分?jǐn)?shù),、調(diào)整基材成分,、組織與相分布、降低強(qiáng)度與硬度等,，改善基體材料裂紋敏感性,，特別是 明顯降低液化裂紋敏感性。

Thakur 等[34]發(fā)現(xiàn)通過(guò)焊前對(duì) IN738 材料進(jìn)行 1120 ℃/2 h 固溶處理+1025 ℃/16 h 時(shí)效并水淬快冷 的熱處理工藝（UMT 熱處理）,，可以降低焊前 IN738 材料的基體相強(qiáng)度,、提高韌性和使析出相離散分布， 能有效阻止晶間裂紋的擴(kuò)展,，從而減小 GTAW 焊接 IN738 材料的HAZ 液化裂紋,。但這種熱處理工藝在實(shí) 際工業(yè)應(yīng)用中實(shí)施難度大。隨后 Egbewande 等[35]發(fā)現(xiàn) 焊前對(duì) IN738材料進(jìn)行1120 ℃/2 h固溶處理+1120 ℃ /24 h 過(guò)時(shí)效熱處理（NUMT 熱處理）,，可通過(guò)消除晶 界 B 化物和降低基材硬度,，減少 HAZ 液化裂紋。為 了進(jìn)一步簡(jiǎn)化熱處理工藝,，Ola 等[36]發(fā)現(xiàn)通過(guò) 1120 ℃ /16 h 長(zhǎng)時(shí)過(guò)時(shí)效熱處理（FUMT 熱處理）,，同樣基于 消除晶界 B 化物和降低基材硬度來(lái)降低 HAZ 液化裂 紋敏 感性，但熱處理工藝更具有實(shí)用性,。Peng 等[37] 通過(guò) 1250 ℃/2 h+爐冷+1250 ℃/2 h+水冷的固溶熱處 理使 IN738LC 組織均勻化,、析出相粗化,、降低硬度等可顯著減少液化裂紋。Gonzάlez Albarrάn 等[38]從不同焊前熱處理對(duì)基材與 HAZ 的 γ/γ′失配度的影響進(jìn)行研 究,，通過(guò)焊前 1160 ℃/4 h (爐冷)固溶+950℃/18 h 時(shí)效的固溶+過(guò)時(shí)效熱處理可降低 IN939 基材 γ/γ′失配 度,，提高 HAZ 的應(yīng)力釋放能力與裂紋抗力，從第二類 應(yīng)力與應(yīng)變的角度解釋了焊前熱處理可以有效降低 HAZ 液化裂紋敏感性,。

3.1.2 高溫預(yù)熱

無(wú)論是激光熔覆或溶化焊修復(fù)時(shí),，通常采用預(yù)熱 降低溫度梯度和降低冷卻速度來(lái)降低焊接殘余應(yīng)力。 同樣,，對(duì)于鑄造鎳基高溫合金,，可以采用預(yù)熱的方法來(lái)避免裂紋等缺陷。但由于鑄造鎳基高溫合金的高溫 強(qiáng)度高,，需要預(yù)熱至 γ′相時(shí)效析出溫度之上,，才可以降低修復(fù)時(shí)的溫度梯度、冷卻速度和 γ′相的比例,、尺 寸與分布等,。Xu 等[39]研究了不同預(yù)熱溫度時(shí)激光固態(tài)成形（laser solid forming, LSF）IN738LC 的修復(fù)，隨著預(yù)熱溫度升至 1050 ℃以上后,，沉積體中的裂紋顯 著減少,，但偏析顯著增加，等軸晶體積分?jǐn)?shù)增加,，同 時(shí)塊狀碳化物,、共晶體與 γ′相尺寸同樣增加。大角度 晶界處易形成連續(xù)液態(tài)薄膜,，Al,、Ti 含量和柱狀晶間 距的增加導(dǎo)致碳化物和共晶相的增長(zhǎng)，但γ′相尺寸受 預(yù)熱影響較大,。Chiang 等[40]在預(yù)熱 800℃情況下,，對(duì)服役 25 000 h的 IN738葉片成功實(shí)現(xiàn)了激光熔覆修復(fù)，獲得了無(wú)裂紋,、析出相少的熔覆層,，在 850 ℃下抗拉 強(qiáng)度與基材相當(dāng)。對(duì)于液化裂紋更敏感的 M247LC 材料,，Bidron 等[41]嘗試在不同預(yù)熱溫度下的激光熔覆修復(fù) M-247LC 基體,，結(jié)果表明，在 1000 ℃以下預(yù)熱的情況下,，即使是低熱輸入仍存在裂紋,，當(dāng)溫度高于 1100 ℃時(shí)，γ′相的部分溶解和二次細(xì)小析出相有利于減少液化裂紋,。

鑄造鎳基高溫合金在氬弧焊,、等離子弧焊和激光 熔覆等情況下,，最優(yōu)預(yù)熱溫度都是將工件加熱至1000~1200 ℃[42, 43]，配合小熱輸入以減小溫度梯度,、快速冷卻和析出相產(chǎn)生的收縮應(yīng)力,，可以避免裂紋的產(chǎn)生，但預(yù)熱溫度過(guò)高,，實(shí)現(xiàn)難度大,、變形大、析出相尺寸粗化,，且基材極易出現(xiàn)表面及晶內(nèi)氧化和出現(xiàn)表面貧化層等不良現(xiàn)象,。

3.1.3 控制熱輸入

采用熔化焊進(jìn)行增材修復(fù)時(shí)，通常采用低熱輸入 可降低殘余應(yīng)力,、減小變形,，高能束焊接或熔覆方法 具有顯著優(yōu)勢(shì)。Han 等[44]利用電子束焊接了時(shí)效態(tài)IN738LC 材料,，發(fā)現(xiàn)焊縫區(qū)未出現(xiàn)凝固裂紋,，但在 HAZ 發(fā)現(xiàn)了組分液化產(chǎn)生的液化裂紋，但焊縫高溫強(qiáng)度與基材相當(dāng),。但 Peng 等[37]利用電子束焊接了 1250℃ /2 h+爐 冷 +1250 ℃ /2 h+水冷的固溶熱處理態(tài)的 IN738LC 材料,，成功避免了 HAZ 晶界液化裂紋的產(chǎn) 生,。這表明在高能束焊接鑄造鎳基高溫合金材料時(shí),，通過(guò)嚴(yán)格控制材料中的 B、Zr,、C 等合金元素可避免 液化裂紋,。Athiroj 等[45]利用 TIG 焊修復(fù)了不同狀態(tài)的GTD-111 材料，結(jié)果表明,，在極小熱輸入下可獲得無(wú) 液化裂紋和時(shí)效裂紋的熔覆層,。Athiroj 等[46]采用低熱 輸入的激光熔覆工藝修復(fù) GTD-111時(shí)獲得了無(wú)裂紋熔 覆層。Bi 等[47]在未預(yù)熱的情況下,，利用低熱輸入（光 斑直徑 0.2 mm/激光功率 150~250 W/掃描速度 5~10 mm/s）的微激光熔覆技術(shù)（micro-laser aidedadditive manufacturing）在 IN100 鑄造鎳基高溫合金表面實(shí)現(xiàn) 了無(wú)裂紋的同材質(zhì)單層增材制造,。因?yàn)闃O低熱輸入、冷卻速度快,，熔覆層中細(xì)小球形的γ′相,、MC 顆粒也細(xì)小，在熱循環(huán)過(guò)程中因界面失配度小而不易長(zhǎng)大,， 減小了相析出導(dǎo)致的收縮應(yīng)力與熔覆應(yīng)力疊加,，從而避免了裂紋的產(chǎn)生。除單晶鎳基高溫合金外,，另一種實(shí)現(xiàn)多晶型鑄造鎳基高溫合金的同材質(zhì)無(wú)裂紋增材修復(fù)方法是 Basak 等[48]開發(fā)的掃描激光外延(scanning laser epitaxy, SLE)法,，直接利用激光光斑 20 μm,、激光 功率 270 W、掃描速度 950 mm/s,、搭接間距 25~30 μm 的激光熱源在預(yù)鋪粉末上反復(fù)振鏡掃描,，在 IN100、 M247LC等表面上成功制備了一層厚約 1.5 mm的同材 質(zhì)無(wú)裂紋沉積層,。Wang 等[49]使用選擇性激光熔化 (SLM)方法進(jìn)行了 IN738LC 沉積體的試驗(yàn)參數(shù)探索,，結(jié)果表明，只有極小工藝窗口可獲得無(wú)裂紋沉積體,， 經(jīng)過(guò)熱處理后的沉積體強(qiáng)度與基材相當(dāng),。該方法需要采用類似于激光 3D 設(shè)備進(jìn)行，且設(shè)備需要前期鋪粉,，用于大尺寸及復(fù)雜結(jié)構(gòu)部件的修復(fù)時(shí)操作難度較大,。

無(wú)論是 GTAW 還是高能束激光、電子束焊接或熔 覆等增材修復(fù)工藝中,，只有在極低熱輸入的條件下方可減少修復(fù)層的微觀組織偏析與尺寸,，獲得較少裂紋 或無(wú)裂紋增材修復(fù)層或沉積體。

3.1.4 高能束掃描路徑

雖然將 SLM,、SLE 等需鋪粉輔助類的技術(shù)用于增材修復(fù)領(lǐng)域的工程應(yīng)用難度較大,，操作性不強(qiáng)，但探 索與研究仍在積極進(jìn)行中,。在利用激光束或電子束的 選擇性掃描熔覆時(shí),，在多次熱循環(huán)后也會(huì)出現(xiàn)液化、 應(yīng)變時(shí)效或失塑裂紋,，且裂紋極易在大角度平直或三叉晶界處擴(kuò)展,。為了減小晶粒或減少平直晶界,，可以 通過(guò)獲得細(xì)化晶�,；颢@得等軸晶的方法，如逐層改變 熔覆層的熔覆方向,、添加形核高熔點(diǎn)相,，可顯著細(xì)化 晶粒并獲得無(wú)裂紋熔覆層。

Kontis 等[9]采用選區(qū)電子束熔覆（SEBM）對(duì) STAL15-CC 粉末進(jìn)行沉積 3D 成形,，對(duì)其組織與熱裂 紋進(jìn)行了研究,。研究發(fā)現(xiàn)，由于電子束掃描導(dǎo)致多層 反復(fù)熔化,，因選分結(jié)晶導(dǎo)致大量低熔點(diǎn)元素向晶界聚焦并且形成粗大柱狀晶,，大角度晶界出現(xiàn)凝固裂紋。 通過(guò)改變掃描路徑，從而細(xì)化沉積體的晶粒,，增大了晶界總面積,，并降低了熔覆殘余應(yīng)力，從而避免了凝 固裂紋,。Carter[50]和 Catchpole-Smith 等人[51]嘗試改變 SLM 掃描路徑,，分別采用“island”和“fractal”2 種 掃描參量。雖然通過(guò)改變溫度梯度方向改變了晶粒生長(zhǎng)取向,，但對(duì)鑄造鎳基高溫合金的裂紋改善效果并不明 顯,。因此，試圖通過(guò)改變掃描方式細(xì)化晶粒,，增加改變 晶界平直度的方法雖然可有效避免凝固裂紋,，但減少應(yīng) 變時(shí)效裂紋與失塑裂紋的效果不佳，仍需進(jìn)一步探索,。

3.1.5 保護(hù)氣氛

鑄造鎳基高溫合金的制造中,，要嚴(yán)格控制氧、氮 等雜質(zhì)含量[52],，同樣,，在其增材修復(fù)過(guò)程中，若高溫熔池保護(hù)不良,，會(huì)被嚴(yán)重氧化,，甚至基體在高溫下也 被氧化，這將顯著增加失塑裂紋形成敏感性,。Zhang 等人[33]對(duì)比了在 Ar 環(huán)境與空氣環(huán)境中IN738 的激光 熔覆增材修復(fù),，發(fā)現(xiàn)在空氣環(huán)境下裂紋出現(xiàn)更多且開 裂程度更嚴(yán)重。這是由于被氧化的修復(fù)區(qū)域,，在增材 修復(fù)時(shí)產(chǎn)生的較大拉應(yīng)力作用下出現(xiàn)晶界滑移,，從而增加失塑裂紋傾向,。 由于鑄造鎳基高溫合金的組成元素中,，Cr、Al,、Ti等極易與元素氧結(jié)合,，在其表面形成 Cr2O3、Al2O3 等致密陶瓷相,，從而具有高溫抗氧化性能[53],。但一旦合金中含氧量增加，極易導(dǎo)致裂紋產(chǎn)生與擴(kuò)展,，顯著降低鎳基高溫合金的中溫階段的強(qiáng)度與韌性,，造成中 溫階段的沿晶開裂。Nemeth 等[54]表明，Udimet 720Li 鎳基高溫合金的環(huán)境促使晶界氧化是中溫段塑性降低導(dǎo)致沿晶界開裂的主要機(jī)制,，即氧原子擴(kuò)散至裂紋尖端短程范圍內(nèi)前沿,，導(dǎo)致晶界結(jié)合力減小，從而加速 裂紋擴(kuò)展,，即氧化物在裂紋之前形成,。另一種機(jī)制是 由于應(yīng)力促進(jìn)晶界氧化，導(dǎo)致氧原子長(zhǎng)距離擴(kuò)散并在裂紋前端出現(xiàn)[55],。 在增材修復(fù)時(shí),，采用高純氬氣的保護(hù)罩[56]、保護(hù)氣氛腔室[33]或真空腔室[45]提供保護(hù)環(huán)境,，甚至只需確 保氣氛含氧量低于 80 μL/L[57]就可顯著降低裂紋產(chǎn)生 傾向,。

3.1.6 后處理

對(duì)于增材修復(fù)的鑄造鎳基高溫合金，在增材修復(fù) 后采用后處理工藝可減少甚至避免微裂紋產(chǎn)生,，改善 增材區(qū)域的微觀組織與性能,。后處理包括真空固溶處理、時(shí)效熱處理,、熱等靜壓（HIP）,、噴丸等。

近年來(lái),，為了促使鑄造或出現(xiàn)蠕變的鎳基高溫合金中微裂紋的愈合,，采用高溫高壓的 HIP 或激光沖擊噴丸(LSP)[58]來(lái)減少或消除基體中微氣孔、微裂紋等缺陷,， 可以明顯提高增材的性能與改善其組織,。Ruttert 等[59] 對(duì) SEBM單晶 CMSX-4 鎳基高溫合金的增材制造體進(jìn)行了 HIP 處理，在高溫高壓作用下微裂紋明顯減少,。但對(duì)于表面裂紋與尺寸較大的裂紋缺陷,，熱等靜壓無(wú)法 改善或消除。Zhao 等[60]通過(guò)研究 HIP 處理對(duì) SLM 工 藝制備的Rene88DT 增材制造體中裂紋愈合的影響時(shí) 發(fā)現(xiàn),，主要是高溫高壓下的裂紋閉合,、蠕變與擴(kuò)散焊機(jī) 理導(dǎo)致微裂紋的消失，但因裂紋處 Ti 和 Nb 的元素偏 析阻礙了裂紋完全消失,。因此,，HIP 工藝對(duì)在增材修復(fù)過(guò)程中產(chǎn)生的裂紋無(wú)法在后期徹底消除，只能輔助閉合 微小裂紋,，對(duì)消除裂紋效果有限,，但因高溫下長(zhǎng)時(shí)間保溫會(huì)導(dǎo)致組織與第二相的粗化。Kalentics 等[58,61]提出了一種與 SLM 復(fù)合的激光沖擊噴丸工藝,，是利用激光瞬 時(shí)能量加熱并瞬時(shí)冷卻,，達(dá)到表面附近轉(zhuǎn)變?yōu)閴簯?yīng)力使 微裂紋閉合,，該工藝結(jié)合 SLM 用于制備 M247LC 鎳基 高溫合金從而實(shí)現(xiàn)了消除 95%的微裂紋。

對(duì)于現(xiàn)階段的增材修復(fù)的后處理工藝,，真空固溶 處理,、時(shí)效熱處理的操作性更強(qiáng)，而 HIP 與激光沖擊噴丸等方法雖有減少微裂紋的功效,，但操作難度較大,。 除了為避免時(shí)效裂紋而采用固溶處理時(shí)的快速加熱等 方法外，熱處理難以消除已經(jīng)產(chǎn)生的微裂紋,。

3.2 基于材料冶金的裂紋控制

針對(duì)鑄造鎳基高溫合金材料增材修復(fù)裂紋敏感性 高的特點(diǎn),，不僅通過(guò)工藝方法可以減少裂紋，而且通過(guò)冶金方法亦可減少,。

3.2.1 低強(qiáng)高塑修復(fù)材料

常用避免裂紋的方法是采用低強(qiáng)高塑材料如 IN625 等低強(qiáng)度和良好塑性合金[46]的異種熔覆修復(fù)方 法,。利用強(qiáng)度更低或析出強(qiáng)化相更少的材料可獲得低 強(qiáng)度和良好塑性的修復(fù)層，殘余應(yīng)力也更低,，從而降 低裂紋傾向,。 Banerjee 等 [62] 采用不同材料焊接 IN738LC 材料時(shí)，發(fā)現(xiàn)采用低強(qiáng)度與低硬度的 IN718 和 FM 92 材料焊接 HAZ 裂紋比采用 RENE 41 和 C-263 更少,，析出相 γ″強(qiáng)化的焊材所得 HAZ 裂紋比γ′強(qiáng)化的 焊材更少,，這是由于 γ′析出速度更快所致。Sidhu等[63] 采用 IN 625,、IN 617 和 Haynes 214 3 種不同含 Al 量 的焊材對(duì) IN738 進(jìn)行氬弧焊焊接,，結(jié)果表明隨著 Al 含量的升高，焊縫硬度升高,，HAZ 裂紋傾向增加,，特別是液化裂紋數(shù)量降低，但無(wú)法消除裂紋,。Ola 等[64] 對(duì) IN738LC 材料進(jìn)行激光復(fù)合焊接時(shí)發(fā)現(xiàn),，Al+Ti+ Nb+Ta 含量不同的變形鎳基高溫合金焊材中，含量越 低的焊材得到的接頭中γ′含量越少,、冷卻過(guò)程產(chǎn)生的拉應(yīng)力越小,，HAZ 晶界液化裂紋越少，即降低液化裂 紋敏感性,。同樣,，Kazempour-Liasi 等[65]利用不同固溶 強(qiáng)化鎳基高溫合金焊接了 IN939，發(fā)現(xiàn)焊縫金屬的硬 度與基材相當(dāng),，且焊縫含有大量 Al、Ti,、Ta 等沉淀強(qiáng) 化元素,，但用IN625、IN617 和 C-263 材料焊接可獲得少量甚至沒有裂紋的焊接接頭，這是由于這 3 種焊材熔覆金屬中 γ-γ′失配度,、熱膨脹系數(shù)與 IN939 相近所致,。因鑄造鎳基高溫合金 IN738、GTD-111,、M247 等在氬弧焊或等離子焊接時(shí),，熱影響區(qū)在焊接或焊后 熱處理過(guò)程中極易出現(xiàn)熱裂紋或應(yīng)變時(shí)效裂紋，為了避免焊接修復(fù)時(shí)產(chǎn)生裂紋,，采用強(qiáng)度更低的固溶強(qiáng)化焊絲對(duì)基材修復(fù),，可在一定程度上避免焊接熱影響區(qū) 裂紋的產(chǎn)生，特別是降低了液化裂紋敏感性,。

雖然采用 IN625,、IN718 等材料可改善鑄造鎳基高溫合金增材修復(fù)的裂紋敏感性，但低匹配高溫合金 的高溫強(qiáng)度低,，如 IN625 在 982 ℃條件下的高溫抗拉 強(qiáng)度為 35 MPa[66],；且 IN625、IN718 等變形鎳基合金 在過(guò)高溫度服役時(shí),，會(huì)析出嚴(yán)重惡化性能的 σ 或 η 相,， 高溫長(zhǎng)時(shí)服役性能難以保證。因此只能在結(jié)構(gòu)不承受 載荷的局部區(qū)域進(jìn)行修復(fù)使用,，如靜葉或動(dòng)葉不受力部位的尺寸恢復(fù),，使用范圍極其受限。

3.2.2 共晶回填方法

針對(duì)鎳基高溫合金增材修復(fù)過(guò)程中主要出現(xiàn)的凝 固裂紋與液化裂紋都是因液態(tài)薄膜的形成,，并在拉應(yīng) 力的作用下出現(xiàn)開裂且無(wú)法充分填充所致,。因此，在鑄造與焊接的凝固過(guò)程中,，如果可以確保凝固過(guò)程中 有足夠的液相以填充液態(tài)薄膜,，則可避免凝固裂紋或 液化裂紋的產(chǎn)生。

Alexandrov 等[67]在研究不同含 Cr 量的鎳基固溶 強(qiáng)化材料焊絲的焊接性時(shí),，發(fā)現(xiàn) 52MSS 焊絲的熔覆合金成分中共晶相比 52M 更少,，產(chǎn)生的裂紋更少，且裂 紋尖端位置出現(xiàn)了因存在富 Nb 共晶相的共晶回填現(xiàn) 象,。依據(jù)此發(fā)現(xiàn),，為了提供足夠的共晶液相，Tian 等[68-70]在 IN625 焊絲基礎(chǔ)上添加 0.4% B 元素研制 IN625B 焊絲,，發(fā)現(xiàn)在利用氬弧焊與激光熔覆工藝進(jìn)行增材制造時(shí),，凝固過(guò)程中在晶界上連續(xù)分布的體積分 數(shù)為 12%的共晶液相，遠(yuǎn)大于 IN625 材料的 2%,，成 功避免了熱裂紋,。但沉積態(tài)的塊材中存在連續(xù)的 Lavas 相（富含 Cr,、Nb、B 元素）和塊狀的 NbC,，通過(guò)熱處 理可使 Lavas 相轉(zhuǎn)變?yōu)?M5B3 顆粒并彌散分布于晶界,， 使 IN625B 的強(qiáng)度高于 IN625。但是 IN625B 的高溫強(qiáng) 度仍較低,，在 982 ℃條件下的高溫抗拉強(qiáng)度只有 90 MPa,，因此也只能用于結(jié)構(gòu)中對(duì)性能要求不高區(qū)域的 局部修復(fù)，如動(dòng)葉葉尖,、葉緣尖角處等部位,，使用范 圍極其受限。Gontcharov 等[71]成功借助于 WGB 工藝 所使用的粉末,，利用 LBW 在控制合適 B 含量時(shí)可獲 得熔池中大量的共晶液相,，利用裂紋回填效應(yīng)成功實(shí) 現(xiàn)了無(wú)裂紋的 M247熔覆層，且強(qiáng)度與基材相當(dāng),。

4 未來(lái)的技術(shù)與研究熱點(diǎn)

隨著對(duì)鑄造鎳基高溫合金增材修復(fù)研究的深入,，克服或改善在增材修復(fù)過(guò)程中產(chǎn)生的缺陷的方法與理 論不斷豐富，未來(lái)實(shí)現(xiàn)無(wú)裂紋修復(fù)的研究熱點(diǎn)有以下幾個(gè)方面：

1) 增材修復(fù)中裂紋的形成機(jī)制與預(yù)防準(zhǔn)則,。對(duì)于 (Al+Ti)含量大于 6%的鑄造鎳基高溫合金,，在增材修 復(fù)過(guò)程中極易出現(xiàn)裂紋。需針對(duì)高溫性能更好的這類鎳基高溫合金,，進(jìn)一步深入研究增材修復(fù)過(guò)程中裂紋 形成機(jī)制,、預(yù)防工藝準(zhǔn)則與理論基礎(chǔ)。

2) 增材修復(fù)用材料與工藝的設(shè)計(jì)與優(yōu)化,。結(jié)合鑄 造鎳基高溫合金的組織-性能-服役環(huán)境的特點(diǎn),，利用 材料基因工程等先進(jìn)方法設(shè)計(jì)、制造與優(yōu)化增材修復(fù)用材料以及基體材料,，同時(shí)考慮熔覆材料的密度與修 復(fù)層的致密度因素,，采用高通量試驗(yàn)進(jìn)一步研究與優(yōu) 化防止裂紋與控制組織的增材修復(fù)方法，獲得實(shí)現(xiàn)無(wú) 裂紋,、致密且性能良好的增材修復(fù)材料與工藝,。

3) 增材修復(fù)層在服役環(huán)境下的組織與性能演變。 綜合考慮增材修復(fù)工藝存在較大溫度梯度,、成分與組織不均勻性,、應(yīng)力梯度等特點(diǎn)，研究長(zhǎng)時(shí)高溫,、靜載 荷與動(dòng)載荷,、氧化等耦合環(huán)境下的成分、組織與性能 變化規(guī)律,，優(yōu)化設(shè)計(jì)增材修復(fù)工藝與材料,。

4) 涂層元素向基體擴(kuò)散對(duì)增材修復(fù)層的組織與 性能演變的影響,。鎳基高溫合金表面通常制備有防氧化涂層與熱障涂層,，需研究高溫下涂層中元素向基材 擴(kuò)散對(duì)增材修復(fù)材料的組織與性能的影響規(guī)律與演變機(jī)制,。

參考閱讀：

[1]郭洋,張建勛,熊建坤,趙鵬飛.鑄造鎳基高溫合金增材修復(fù)技術(shù)的研究現(xiàn)狀[J].稀有金屬材料與工程,2021,50(04):1462-1470.