材制造技術(shù)（additive manufacturing techni-que，A M ）是基于離散-堆積原理，采用零件三維數(shù)據(jù)驅(qū)動(dòng)直接制造零件的快速成形技術(shù)，其主要工藝過(guò)程為數(shù)據(jù)建模、模型數(shù)據(jù)轉(zhuǎn)換、打印成形、后處理。相對(duì)于傳統(tǒng)的減材制造（切削加工）技術(shù)，增材制造技術(shù)是一種“自下而上”材料累加的制造法I1-21，具備材料利用率高、加工周期短、成形復(fù)雜零件能力強(qiáng)、一體化成形等諸多優(yōu)勢(shì)，可以更好滿足當(dāng)前制造業(yè)綠色、環(huán)保、智能化的發(fā)展趨勢(shì)，因而受到學(xué)術(shù)界及產(chǎn)業(yè)界的廣泛關(guān)注[3-4]。

GH4169是以相為基體相，通過(guò)在基體中析出"相（NisNb）和"相（Nis(Al,Ti)）來(lái)強(qiáng)化的沉淀強(qiáng)化鎳基高溫合金[5]。由于其在高溫下具有較高的強(qiáng)度、抗蠕變性、抗氧化性、抗腐蝕性以及良好的疲勞壽命而被廣泛用于發(fā)動(dòng)機(jī)零部件、核反應(yīng)堆、燃燒室和腐蝕性容器等[6-8]。盡管GH4169具備良好的加工性能，但在制備具有復(fù)雜形狀、輕量多孔等要求的零部件時(shí)，采用傳統(tǒng)加工方法仍然受到限制，利用增材制造技術(shù)可解決復(fù)雜零件制備難題，使得增材制造成形GH4169備受重視。

本文總結(jié)了國(guó)內(nèi)外選區(qū)激光熔化（selectiv elaser melting，SLM ）成形GH4169合金的研究現(xiàn)狀，主要介紹了選區(qū)激光熔化成形GH4169合金存在的球化、孔洞等常見(jiàn)缺陷的形成機(jī)理及工藝控制現(xiàn)狀，重點(diǎn)歸納了選區(qū)激光熔化成形工藝參數(shù)、制件后處理及顆粒增強(qiáng)等組織調(diào)控方法對(duì)選區(qū)激光熔化成形GH4169合金組織性能的影響規(guī)律，最后從工藝控制趨勢(shì)、材料強(qiáng)化設(shè)計(jì)等方面對(duì)選區(qū)激光熔化成形GH4169合金進(jìn)行展望。

1、選區(qū)激光熔化成形GH4169合金

1.1選區(qū)激光熔化技術(shù)

選區(qū)激光熔化技術(shù)是當(dāng)前應(yīng)用最廣泛的金屬增材制造技術(shù)之一。該技術(shù)利用激光束逐層熔化金屬粉末，然后快速冷卻成形，可以克服幾何限制制造出近乎完全致密且性能優(yōu)良的復(fù)雜零件[9-10]。選區(qū)激光熔化成形原理圖如圖1所示，其成形過(guò)程分為5個(gè)步驟1-12]1：（1）建立零件三維模型（模型建立）；（2）利用切片軟件對(duì)三維模型進(jìn)行分層切片處理，將三維模型離散化（切片離散）；（3）在成形艙基板上進(jìn)行鋪粉，并通入性氣體防止發(fā)生氧化反應(yīng)（鋪粉通氣）；（4）根據(jù)設(shè)定的激光參數(shù)和掃描路徑熔化金屬粉末，形成致密凝固層，每層掃描結(jié)束之后，升降臺(tái)下降一個(gè)層厚的高度，利用鋪粉系統(tǒng)重新鋪上一層金屬粉末，激光束根據(jù)設(shè)定的激光參數(shù)和掃描路徑，重新進(jìn)行掃描熔化金屬粉末（掃描熔化）；（5）重復(fù)步驟（4），直到完成整個(gè)零件的打?。ㄖ貜?fù)掃描）。

選區(qū)激光熔化、鍛造和鑄造成形特點(diǎn)如表1所示。與傳統(tǒng)鑄造和鍛造成形相比，選區(qū)激光熔化技術(shù)更適合滿足定制化、結(jié)構(gòu)復(fù)雜化零件的制備需求。

1.2選區(qū)激光熔化成形GH4169合金中現(xiàn)存問(wèn)題

選區(qū)激光熔化成形GH4169合金中會(huì)存在球化現(xiàn)象、孔洞缺陷和殘余應(yīng)力等常見(jiàn)問(wèn)題，此類問(wèn)題的存在將對(duì)GH4169性能產(chǎn)生極大影響。

1.2.1球化現(xiàn)象

球化現(xiàn)象是選區(qū)激光熔化成形GH4169合金過(guò)程中常見(jiàn)的冶金缺陷，如圖2所示。球化現(xiàn)象產(chǎn)生的原因主要分為兩種：一種是由于激光能量過(guò)低，熔池溫度降低，表面張力增大，對(duì)金屬粉末濕潤(rùn)不足，導(dǎo)致金屬在基體上分布不均勻而產(chǎn)生的球化。

另外一種是由于金屬粉末接受過(guò)多的激光能量造成能量過(guò)飽和，部分能量會(huì)轉(zhuǎn)變?yōu)閯?dòng)能，產(chǎn)生液滴飛濺，金屬液冷卻凝固為金屬球分布在基體上產(chǎn)生的球化現(xiàn)象[22]。

球化現(xiàn)象的產(chǎn)生會(huì)在一定程度上影響后續(xù)鋪粉的平整性，導(dǎo)致熔化不均勻從而引起孔洞等冶金缺陷；球化的存在還會(huì)引起成形件表面粗糙度上升、相對(duì)密度下降等問(wèn)題，進(jìn)一步影響成形件的疲勞強(qiáng)度和抗拉強(qiáng)度等力學(xué)性能[23]。通過(guò)工藝調(diào)控來(lái)改善球化現(xiàn)象是最常用的方法之一。賈清波[23]和張穎等[24]研究不同線能量密度對(duì)選區(qū)激光熔化成形GH4169表面形貌及相對(duì)密度的影響，發(fā)現(xiàn)在較低線能量密度下，會(huì)產(chǎn)生球化現(xiàn)象，進(jìn)而導(dǎo)致成形件表面形貌較差，相對(duì)密度較低；隨著線能量密度的增加，球化現(xiàn)象改善，試樣表面形貌和相對(duì)密度明顯變好。Balbaa等[25]研究了不同激光功率和掃描速度對(duì)選區(qū)激光熔化成形GH4169表面粗糙度的影響，發(fā)現(xiàn)在低激光功率和高掃描速度時(shí)會(huì)產(chǎn)生不連續(xù)熔道和球化現(xiàn)象，適當(dāng)?shù)卦黾蛹す夤β?，降低掃描速度可以改善球化現(xiàn)象，降低成形件的平均粗糙度。

1.2.2孔洞缺陷

選區(qū)激光熔化成形GH4169合金常見(jiàn)孔洞缺陷可根據(jù)形態(tài)分為兩種：第一種是在熔融過(guò)程中保護(hù)氣體未及時(shí)逃逸或熔融金屬粉末過(guò)程中產(chǎn)生金屬蒸氣形成的球形孔洞，大多成球形或近球形，形狀相對(duì)規(guī)則；第二種是由于激光能量不足、粉末顆粒不均勻而缺乏熔合形成的匙形孔洞，此類孔洞形態(tài)多為不規(guī)則狀[26-2]。

孔洞的存在會(huì)對(duì)成形件硬度、抗拉強(qiáng)度、抗彎強(qiáng)度等力學(xué)性能產(chǎn)生極大的負(fù)面影響。目前，最常見(jiàn)的孔洞缺陷控制方法之一是工藝調(diào)控，在一定范圍內(nèi)進(jìn)行工藝參數(shù)的調(diào)控并進(jìn)行工藝優(yōu)化，具有改善熔化和減少孔洞缺陷的效果。Moussaoui等[2]研究了不同能量密度對(duì)選區(qū)激光熔化成形GH4169合金孔隙率的影響，發(fā)現(xiàn)隨著能量密度的增大，孔隙率下降，這主要?dú)w因于較大的能量密度對(duì)粉末的熔化充分，孔洞缺陷得到改善。張國(guó)會(huì)等[2]研究了不同掃描速度對(duì)選區(qū)激光熔化成形GH4169合金孔隙率的影響，發(fā)現(xiàn)掃描速度過(guò)低時(shí)，組織內(nèi)產(chǎn)生圓形的氣孔；掃描速度過(guò)高時(shí)，組織內(nèi)會(huì)有不規(guī)則形狀的孔洞產(chǎn)生，合理調(diào)控掃描速度有利于減少孔洞等缺陷的產(chǎn)生。Wang等[28]調(diào)控激光掃描速度從1450mms降低到1000mmsl，平均孔隙率從0.13% 降低到0.06% 。

1.2.3殘余應(yīng)力

在選區(qū)激光熔化成形GH4169合金過(guò)程中，激光束熔化金屬粉末發(fā)生治金反應(yīng)，并快速冷卻凝固，在熔池、凝固層和基板中產(chǎn)生極大的溫度梯度，不均勻的溫度場(chǎng)會(huì)產(chǎn)生一定的殘余應(yīng)力。殘余應(yīng)力的存在會(huì)導(dǎo)致成形件彎曲變形、開(kāi)裂、以及成形件和基板分離等弊端[29]。為了減小殘余應(yīng)力對(duì)成形過(guò)程、制件性能與服役的不利影響，對(duì)選區(qū)激光熔化成形件的殘余應(yīng)力進(jìn)行研究和調(diào)控是很有必要的。能夠改善殘余應(yīng)力的方法有很多，除了工件本身的性質(zhì)外，激光重熔[29]、后處理[3] 以及調(diào)整掃描策略[31]等方式也可以用于改善殘余應(yīng)力。程勇[29]通過(guò)調(diào)控激光重熔的掃描速度為2000mms"，與未進(jìn)行重熔的成形件相比，將殘余應(yīng)力從527MPa減小到350MPa，下降了33.6% 。Lesyk等[30]研究了滾磨加工、噴丸處理、超聲噴丸處理和超聲沖擊處理等后處理方式對(duì)選區(qū)激光熔化成形GH4169殘余應(yīng)力的影響，發(fā)現(xiàn)經(jīng)后處理后，殘余應(yīng)力由拉應(yīng)力轉(zhuǎn)變?yōu)閴簯?yīng)力，有利于疲勞、摩擦磨損及耐腐蝕等性能的提升。

2、選區(qū)激光熔化成形GH4169合金的影響因素

2.1工藝參數(shù)

工藝參數(shù)是調(diào)控選區(qū)激光熔化成形GH4169合金組織和性能的主要方式之一，不同工藝參數(shù)的調(diào)整和搭配將影響最終的成形質(zhì)量，影響較大的工藝參數(shù)主要包括鋪粉層厚、激光功率、掃描速度等。

2.1.1鋪粉層厚

鋪粉層厚對(duì)合金組織和性能的影響主要表現(xiàn)在金屬粉末對(duì)激光能量的吸收、形成穩(wěn)定熔池和連續(xù)均勻的熔道三個(gè)方面。李劍[22]研究了鋪粉層厚為0.04、0.05和0.06mm時(shí)選區(qū)激光熔化成形GH4169合金的相對(duì)密度，發(fā)現(xiàn)鋪粉層厚由0.04mm增加到0.06mm時(shí)，相對(duì)密度呈逐漸降低趨勢(shì)，在鋪粉層厚為0.06mm時(shí)取得最低值（97.52% ），這是由于粉末熔化程度較低，孔隙數(shù)量較多，難以獲得質(zhì)量良好的成形件。Sufiarov等[32]研究了粉末層厚度與選區(qū)激光熔化成形GH4169合金力學(xué)性能之間的關(guān)系，發(fā)現(xiàn)層厚較高時(shí)，強(qiáng)度較低，塑性較好；層厚較低時(shí)，強(qiáng)度較高，塑性較差。杜膠義[33]研究了不同鋪粉厚度下成形件的相對(duì)密度，發(fā)現(xiàn)相對(duì)密度隨鋪粉厚度的增大呈現(xiàn)先增大后減小的趨勢(shì)，最佳工藝下得到的最大相對(duì)密度為98.45% 。

當(dāng)激光掃過(guò)合適層厚的粉末層時(shí)，粉末吸收足夠的激光能量，發(fā)生良好的冶金反應(yīng)并形成穩(wěn)定熔池和連續(xù)均勻的熔道，熔池快速冷卻凝固，形成致密層。粉末層過(guò)薄時(shí)，粉末之間因分布不均勻而使表面不平整，從而影響后續(xù)的熔化過(guò)程；過(guò)薄的粉末層吸收過(guò)多激光能量時(shí)會(huì)出現(xiàn)過(guò)飽和現(xiàn)象，會(huì)使熔池周圍的粉末被部分熔化，從而產(chǎn)生冶金缺陷，過(guò)飽和的能量還會(huì)影響周圍已凝固區(qū)域，造成二次重熔。粉末層過(guò)厚時(shí)，金屬粉末可能會(huì)出現(xiàn)下層粉末能量吸收不足而導(dǎo)致層上、下表面熔化不一致的現(xiàn)象，激光能量無(wú)法完全熔化當(dāng)前厚度的金屬粉末，使粉末殘留在熔池中產(chǎn)生球化現(xiàn)象[22.3]，從而惡化成形件的最終力學(xué)性能。

2.1.2 激光功率

激光功率對(duì)成形件質(zhì)量的影響十分明顯，對(duì)成形件相對(duì)密度、表面粗糙度、顯微組織和性能等都有著直接的影響。Balbaa等[25]研究了激光功率對(duì)GH4169相對(duì)密度和表面粗糙度的影響，發(fā)現(xiàn)隨著激光功率的增大，相對(duì)密度整體上呈現(xiàn)先增大后減少的趨勢(shì)，同時(shí)，適當(dāng)增加激光功率可降低成形件的平均粗糙度。賈靈昱等[34]研究了選區(qū)激光熔化工藝參數(shù)（激光功率、掃描速度）對(duì)成形試樣相對(duì)密度的影響，發(fā)現(xiàn)在掃描速度≤900mm's時(shí)，試樣相對(duì)密度隨激光功率的增大呈現(xiàn)先增大后減小的趨勢(shì)；在掃描速度>900mms時(shí)，相對(duì)密度隨著激光功率的增大而逐漸增大。Yang等[3]研究了激光功率對(duì)成形件微觀組織和性能的影響，發(fā)現(xiàn)隨著激光功率從500W增加到2000W，柱狀晶粒尺寸呈現(xiàn)先減小后增大的趨勢(shì)，延伸率在1500W時(shí)達(dá)到最高值33.45% 。

合適的激光功率能夠形成穩(wěn)定的熔池，可以打印出缺陷少、組織細(xì)小、表面質(zhì)量較好的成形件。功率過(guò)高時(shí)，單位體積上粉末吸收的激光能量偏高，部分金屬氣化，容易形成氣孔；同時(shí)高功率會(huì)導(dǎo)致熔池產(chǎn)生波動(dòng)，導(dǎo)致粉末和液滴的飛濺，增加了球化、孔洞等缺陷，表面粗糙度上升。激光功率過(guò)低時(shí)，不足以熔化金屬粉末，產(chǎn)生匙形孔洞等缺陷，進(jìn)而影響成形件的力學(xué)性能。

2.1.3掃描速度

掃描速度對(duì)合金的影響主要體現(xiàn)在激光與粉末之間的能量交互是否可以形成穩(wěn)定熔池，是否能夠吸收足夠的能量并發(fā)生良好的治金反應(yīng)等方面。掃描速度在一定程度上還會(huì)影響周圍粉末的波動(dòng)，影響缺陷形成。李劍[22]研究了掃描速度對(duì)GH4169相對(duì)密度和顯微硬度的影響，發(fā)現(xiàn)較小掃描速度下產(chǎn)生的飛濺、過(guò)燒等缺陷以及較大掃描速度下產(chǎn)生的斷道、孔隙等問(wèn)題都會(huì)對(duì)相對(duì)密度和顯微硬度產(chǎn)生不利影響。魏建鋒等[36]研究了掃描速度對(duì)成形件相對(duì)密度、顯微硬度和耐磨損性能的影響，發(fā)現(xiàn)過(guò)大或過(guò)小的掃描速度會(huì)產(chǎn)生孔洞等缺陷，導(dǎo)致相對(duì)密度下降，顯微硬度和耐磨損性能變差。Choi等[37]研究了掃描速度對(duì)選區(qū)激光熔化成形GH4169合金零件相對(duì)密度的影響，發(fā)現(xiàn)在較低和較高的掃描速度下都產(chǎn)生大量孔洞，孔隙率隨掃描速度的增加呈現(xiàn)先減小后增大的趨勢(shì)，掃描速度為800mmsl時(shí)，孔隙率最低，為0.3% 。

過(guò)高的掃描速度導(dǎo)致激光作用時(shí)間較短，作用在金屬粉末上的能量密度小，熔池穿透不足，金屬粉末難以完全熔化。同時(shí)，過(guò)高的掃描速度會(huì)導(dǎo)致粉末飛濺，產(chǎn)生孔洞、球化等缺陷。較低的掃描速度會(huì)導(dǎo)致激光停留時(shí)間過(guò)長(zhǎng)，熔池吸附周圍粉末，產(chǎn)生球化現(xiàn)象，同時(shí)，較低的掃描速度可能使熔池不穩(wěn)定，發(fā)生飛濺的問(wèn)題，從而產(chǎn)生缺陷，對(duì)后續(xù)成形件的質(zhì)量和性能產(chǎn)生不利影響[2.36]。

2.1.4能量密度

工藝參數(shù)中研究最多的是激光功率和掃描速度，為了方便研究激光功率和掃描速度對(duì)選區(qū)激光熔化成形 GH4169 合金的綜合影響，有學(xué)者[2-4.38-2] 將激光功率和掃描速度的比值（P/v）定義為線能量密度（E)，即E-P/v，其中E為線能量密度，P為激光功率，v為掃描速度。Jia和Gu[39]研究了線能量密度對(duì)選區(qū)激光熔化成形GH4169性能的影響，發(fā)現(xiàn)隨著線能量密度逐漸增大，成形件相對(duì)密度、顯微硬度和耐磨性能明顯提升。閆岸如等[40]研究了激光線能量密度對(duì)選區(qū)激光熔化成形GH4169的影響，結(jié)果表明相對(duì)密度隨線能量密度的增大呈現(xiàn)先增大后減小的趨勢(shì)，在激光線能量密度為300Jm時(shí)，試樣的相對(duì)密度最高，為98.9% 。Yi等[41]研究了激光線能量密度對(duì)選區(qū)激光熔化成形GH4169合金力學(xué)性能的影響，結(jié)果發(fā)現(xiàn)屈服強(qiáng)度和抗拉強(qiáng)度隨激光線能量密度的增大呈現(xiàn)先增大后減小的趨勢(shì)，在0.2J·m-1時(shí)可獲得最好的力學(xué)性能，屈服強(qiáng)度為775MPa，極限抗拉強(qiáng)度為1055MPa，延伸率為29.5% 。

合適的能量密度能夠使粉末吸收飽和的激光能量，發(fā)生良好的冶金反應(yīng)，生成穩(wěn)定的熔池，且不對(duì)周圍粉末及凝固層造成過(guò)大影響，最后形成致密且性能優(yōu)異的成形件。較低的能量密度會(huì)導(dǎo)致粉末吸收激光能量不足，激光不能很好的熔化粉末，產(chǎn)生球化現(xiàn)象，低能量密度下形成的熔池穩(wěn)定性差，熔池粘度太高會(huì)把周圍粉末吸入熔池，影響成形質(zhì)量，低能量密度下會(huì)形成不連續(xù)、不均勻的熔道，產(chǎn)生連續(xù)性的孔洞，形成缺陷。過(guò)高的能量密度會(huì)導(dǎo)致激光能量穿透性太強(qiáng)，影響之前的凝固層，同時(shí)，過(guò)高的能量密度導(dǎo)致熔池極其不穩(wěn)定，造成液滴飛濺，產(chǎn)生缺陷，高能量密度還會(huì)嚴(yán)重蒸發(fā)金屬粉末，使熔池不斷擴(kuò)散，影響周圍凝固體，造成二次重熔，影響成形件的最終的性能。

2.2熱處理

國(guó)內(nèi)外關(guān)于選區(qū)激光熔化成形GH4169合金熱處理的研究很多，選區(qū)激光熔化成形GH4169合金常用的熱處理方式有固溶、時(shí)效和均勻化處理等。Trosch等[10] 通過(guò)對(duì)比固溶、時(shí)效熱處理制度下鍛造成形、鑄造成形和選區(qū)激光熔化成形GH4169合金室溫和高溫（450℃、600℃）的力學(xué)性能，發(fā)現(xiàn)室溫時(shí)選區(qū)激光熔化成形的GH4169合金抗拉強(qiáng)度優(yōu)于鑄造、鍛造件，在450℃和600℃下選區(qū)激光熔化成形GH4169合金抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度與鍛造水平相當(dāng)，遠(yuǎn)高于鑄造水平。Aydinoz等[43]研究了室溫下6種熱處理方式對(duì)選區(qū)激光熔化成形GH4169合金力學(xué)性能的影響，結(jié)果發(fā)現(xiàn)，通過(guò)固溶退火+時(shí)效處理后合金抗拉強(qiáng)度、屈服強(qiáng)度和硬度等力學(xué)性能最好，但塑性較差。Probstle等[4] 研究了不同溫度下固溶熱處理（930℃和1000℃）對(duì)選區(qū)激光熔化成形GH4169合金高溫蠕變行為的影響，結(jié)果發(fā)現(xiàn)，1000℃固溶熱處理后合金的蠕變性能最好。Feng等[45]研究了選區(qū)激光熔化成形GH4169合金在1050℃固溶+雙時(shí)效后的組織和顯微硬度的變化，結(jié)果表明經(jīng)過(guò)熱處理后，典型的柱狀晶和枝晶消失，顯微硬度在一定程度上有所提升。

Cao等[46]研究了均勻化溫度對(duì)選區(qū)激光熔化成形的GH4169合金高溫（650℃）力學(xué)性能的影響，試樣在650℃下應(yīng)力應(yīng)變曲線如圖3所示，熱處理后的抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度超過(guò)鍛件水平；當(dāng)均勻化溫度為1080℃時(shí)，抗拉強(qiáng)度、屈服強(qiáng)度和延伸率分別為1126MPa、965M Pa、21% 。

作為最常用的后處理方法，熱處理通過(guò)減少成形過(guò)程中產(chǎn)生的殘余應(yīng)力改善缺陷，調(diào)控合金的析出相及組織來(lái)進(jìn)一步提升材料的性能和質(zhì)量。結(jié)合傳統(tǒng)熱處理工藝，研究不同熱處理制度對(duì)選區(qū)激光熔化成形GH4169合金組織和性能的影響，對(duì)于完善激光選區(qū)熔化技術(shù)的熱處理制度有重大意義。

2.3顆粒增強(qiáng)

顆粒增強(qiáng)選區(qū)激光熔化技術(shù)成形金屬基復(fù)合材料（metal matrix composites，M M C s）是目前材料發(fā)展的一大趨勢(shì)，借助選區(qū)激光熔化成形過(guò)程中可原位自生形成增強(qiáng)相的優(yōu)勢(shì)，對(duì)顆粒增強(qiáng)選區(qū)激光熔化成形GH4169金屬基復(fù)合材料的研究日益受到關(guān)注[4]，陶瓷、金屬粉末以及其他被用做孕育劑的顆粒均被用于形成金屬基復(fù)合材料來(lái)改善組織，提升性能。

2.3.1陶瓷顆粒

陶瓷顆粒因耐磨和耐高溫被廣泛應(yīng)用于增材制造中，陶瓷增強(qiáng)材料主要包括氮化物、氧化物、碳化物和硼化物，例如TiNuI、W C c(48-49]及Tic[23.50-51]。Nguyen等[48]采用選區(qū)激光熔化成功制備了GH4169合金與碳化鎢（WC）復(fù)合材料，在純GH4169合金的情況下，晶粒沿?zé)崃鞣较虺始?xì)長(zhǎng)狀，WC顆粒的添加阻礙了復(fù)合材料中晶粒的長(zhǎng)大，形成了細(xì)小的組織，當(dāng)WC質(zhì)量分?jǐn)?shù)達(dá)到15% 時(shí)，材料的顯微硬度和抗拉強(qiáng)度有明顯提高，但延展性有所下降。Wang等[51]利用選區(qū)激光熔化制備添加質(zhì)量分?jǐn)?shù)0%、0.25% 、0.50% 和1.00% 納米TiC顆粒的Inconel718復(fù)合材料。圖4為添加不同質(zhì)量分?jǐn)?shù)TiC顆粒增強(qiáng)的Inconel 718復(fù)合材料應(yīng)力應(yīng)變曲線，其抗拉強(qiáng)度分別為1100、1281、1307和1260MPa。結(jié)果說(shuō)明TiC顆粒增強(qiáng)有助于提升材料的力學(xué)性能，但含量過(guò)高時(shí)可能發(fā)生團(tuán)聚現(xiàn)象，導(dǎo)致力學(xué)性能下降。

2.3.2其他顆粒

除了上述陶瓷顆粒增強(qiáng)外，國(guó)內(nèi)外學(xué)者也通過(guò)向GH4169合金中摻雜石墨烯[52-53]、CoA1l,O,[54]、Cu[55] 等顆粒來(lái)改善合金組織和性能。

Wang等[52]通過(guò)選區(qū)激光熔化制備質(zhì)量分?jǐn)?shù)分別為0% 、0.25% 、1.00% 的石墨烯納米片增強(qiáng)GH4169合金復(fù)合材料，復(fù)合材料極限抗拉強(qiáng)度分別為997.8、1296.3和1511.6MPa，摻雜石墨烯納米片引起的屈服強(qiáng)度的增加也很明顯，三種添加值分別對(duì)應(yīng)屈服強(qiáng)度800、1180和1451MPa。X ia0等[53]通過(guò)選區(qū)激光熔化成形石墨烯/GH4169復(fù)合材料，并測(cè)定了石墨烯增強(qiáng)GH4169鎳基復(fù)合材料的力學(xué)性能，結(jié)果表明石墨烯的加入可顯著增強(qiáng)GH4169合金的強(qiáng)度，添加質(zhì)量分?jǐn)?shù)1% 石墨烯的GH4169復(fù)合材料屈服強(qiáng)度和極限拉伸強(qiáng)度比純GH4169分別提高42% 和53% 。Ho等[54]將GH4169粉末與CoAl,O4顆粒（質(zhì)量分?jǐn)?shù)0.2% ）進(jìn)行混合，在室溫和650℃下，選區(qū)激光熔化成形GH4169合金的拉伸屈服強(qiáng)度分別提高了63MPa和66MPa，蠕變應(yīng)變速率從8.8x10°s降低到4.9×10~s"，蠕變斷裂壽命從 177 h 增加到 229 h。H asanin 等[5]研究了銅粉添加量對(duì)選區(qū)激光熔化成形GH4169的影響，結(jié)果如圖5所示。由圖可知，隨著Cu質(zhì)量分?jǐn)?shù)的增加，樣品的導(dǎo)熱性能提升，在低能量密度值下，含Cu混合物的平均導(dǎo)熱性要比純GH4169的平均導(dǎo)熱性大，在較高的能量密度下，隨著Cu質(zhì)量分?jǐn)?shù)的增加，實(shí)現(xiàn)了導(dǎo)熱性的明顯提升。

不同類型的增強(qiáng)顆粒與GH4169摻雜可能對(duì)組織和性能產(chǎn)生不同的影響。不同增強(qiáng)顆粒的摻雜方法也可能不同，如球磨法、懸浮液混合法等。除了添加顆粒直接產(chǎn)生增強(qiáng)相外，也可以采用原位自生的方法形成顆粒增強(qiáng)復(fù)合材料，這樣增強(qiáng)顆粒分布更加均勻，基體組織更加細(xì)小，可進(jìn)一步改善力學(xué)性能。

3、結(jié)論與展望

選區(qū)激光熔化成形GH4169合金工藝已比較成熟，但依然存在球化、孔洞等缺陷，以及殘余應(yīng)力等問(wèn)題，工藝調(diào)控、熱處理以及顆粒增強(qiáng)等作為最常見(jiàn)的調(diào)控方法能在一定程度上改善選區(qū)激光熔化成形GH4169合金打印件的組織結(jié)構(gòu)，提高硬度、抗拉強(qiáng)度等力學(xué)性能。與鍛造、鑄造等傳統(tǒng)工藝等比較，選區(qū)激光熔化成形GH4169具有近凈成形、可高度個(gè)性化定制、成形件精度較高、組織細(xì)小等特點(diǎn)，力學(xué)性能在一定程度上可達(dá)到甚至超過(guò)鍛造、鑄造等傳統(tǒng)工藝，將傳統(tǒng)工藝與選區(qū)激光熔化成形GH4169相互結(jié)合，相互補(bǔ)充，是未來(lái)成形GH4169的重要方向之一。TiN、TiC 和WC等陶瓷材料以及石墨烯、CoAlO4、C u等顆粒已被用于顆粒強(qiáng)化選區(qū)激光熔化成形GH4169合金，改善組織結(jié)構(gòu)，提升硬度、拉伸和蠕變等力學(xué)性能，通過(guò)顆粒增強(qiáng)與選區(qū)激光熔化成形結(jié)合來(lái)進(jìn)一步改善GH4169的組織和性能，是當(dāng)前GH4169制備領(lǐng)域的發(fā)展趨勢(shì)。

目前，需要進(jìn)一步研究現(xiàn)存問(wèn)題的形成原因及解決方法，通過(guò)研究激光與粉末、激光與熔池以及激光與凝固層之間復(fù)雜的能量交互作用，更好地進(jìn)行工藝調(diào)控。選區(qū)激光熔化成形GH4169合金缺乏材料-工藝-方法-組織-性能系統(tǒng)化的研究及數(shù)據(jù)庫(kù)的建立，數(shù)據(jù)庫(kù)的建立與共享以及標(biāo)準(zhǔn)的完善是最迫切的目標(biāo)之一。除了直接摻雜顆粒外，可以采用原位自生的方法制備顆粒增強(qiáng)復(fù)合材料，增強(qiáng)顆粒分布更加均勻，基體組織更加細(xì)小，從而改善力學(xué)性能。

參考文獻(xiàn)

[1]Lu B H, Li D C. Development of the additive manufacturing (3Dprinting) technology. Mach Build Autom, 2013, 42(4): 1

(盧秉恒，李滌塵.增材制造(3D打印)技術(shù)發(fā)展.機(jī)械制造與自動(dòng)化, 2013, 42(4): 1)

[2]Guo N N, Leu M C. Additive manufacturing: technology, applications and research needs. Front Mech Eng, 2013, 8(3): 215

[3]Zhang X J, Tang S Y, Zhao H Y, et al. Research status and key technologies of 3D printing. J Mater Eng, 2016, 44(2): 122

(張學(xué)軍，唐思熠，肇恒躍，等.3D打印技術(shù)研究現(xiàn)狀和關(guān)鍵技術(shù).材料工程,2016,44(2):122)

[4]Li A, Liu X F, Yu B, et al. Key factors and developmental directions with regard to metal additive manufacturing. Chin J Eng, 2019, 41(2):

郭帥東等：選區(qū)激光熔化成形GH4169合金研究現(xiàn)狀控研究.上海航天,2020,37(3):82)159

(李昂，劉雪峰，俞波，等.金屬增材制造技術(shù)的關(guān)鍵因素及發(fā)展方向.工程科學(xué)學(xué)報(bào),2019,41(2):159)

[5]Gao Y, Zhang D Y, Cao M, et al. Effect of phase on high temperature mechanical performances of Inconel 718 fabricated with SLM process. Mater Sci Eng A, 2019, 767: 138327

[6]Ding R G, Huang Z W, Li H Y, et al. Electron microscopy study of direct laser deposited IN718. Mater Charact, 2015, 106: 324

[7]Wang H J, Cui Z W, Sun F, et al. Superalloy GH4169 complicated components prepared by selective laser melting forming technique.Powder Metall Technol, 2016, 34(5): 368

(王會(huì)杰，崔照雯，孫峰，等.激光選區(qū)熔化成形技術(shù)制備高溫合金GH4169復(fù)雜構(gòu)件.粉末冶金技術(shù)，2016,34(5)：368)

[8]Holland s, Wang X Q, Chen J, et al. Multiscale characterization of microstructures and mechanical properties of Inconel 718 fabricated by selective laser melting. J Alloys Compd, 2018, 784: 182

[9]Popovich A A, Sufiarov V S, Polozov I A, et al. Microstructure and mechanical properties of Inconel 718 produced by SLM and subsequent heat treatment. Key Eng Mater, 2015, 651-653: 665

[10] Trosch T, StroBner J, Volkl R, et al. Microstructure and mechanical properties of selective laser melted Inconel 718 compared to forging and casting. Mater Lett, 2016, 164: 428

[11] Chen F. Study on Microstructures and Mechanical Properties of TiN /Inconel 718 Composites Fabricated by Selective Laser Melting [Dissertation]. Changchun: Jilin University, 2020

(陳飛.選區(qū)激光熔化成形TiN/Inconel718復(fù)合材料組織及力學(xué)性能研究學(xué)位論文1.長(zhǎng)春：吉林大學(xué),2020)

[12] StroBner J, Terock M, Glatzel U. Mechanical and microstructural investigation of nickel-based superalloy IN718 manufactured by selective laser melting (SLM). Adv Eng Mater, 2015, 17(8): 1099

[13] Feng Z. Study on the Microstructure and High Temperature Mechanical Properties of Alloy Processed by SLM [Dissertation].Beijing: Beijing University of Technology, 2018

(馮喆.選區(qū)激光熔化成形Inconel718合金顯微組織和高溫力學(xué)性能的研究【學(xué)位論文].北京：北京工業(yè)大學(xué)，2018

[14] Zhu X C, Wei Q S, Sun C H, Study on microstructures and properties of S136 die steel formed by selective laser melting after heat treatment. Powder Metall Technol, 2019, 37(2): 83

（朱學(xué)超，魏青松，孫春華：激光選區(qū)熔化成形S136模具鋼熱處理組織和性能研究.粉末冶金技術(shù)，2019,37(2):83)

[15] Zhang D Y, Gao Y, Cao M, et al. Study on regulation of microstructure and mechanical properties of SLM-processed Inconel 718 alloy. Aerosp Shanghai, 2020, 37(3): 82

(張冬云，高陽(yáng)，曹明，等.SLM成形Inconel718合金的組織性能調(diào)控研究.上海航天,2020,37(3):82)

[16]Wu L Z, Wen Y J, Zhang B C, et al. Research status of selective laser melting aluminum alloys, Powder Metall Technol, 2021, 39(6): 549

（吳靈芝，溫耀杰，張百成，等.選區(qū)激光熔化鋁合金制備研究現(xiàn)狀。粉末冶金技術(shù),2021,39(6):549)

[17] Liu Z C, Wang G W, Xiao X Y, et al. Process optimization of selective laser melting nickel-based superalloy. Powder Metall Technol, 2021, 39(1): 81

(劉澤程，王國(guó)偉，肖祥友，等.選擇性激光熔化鎳基高溫合金的工藝優(yōu)化.粉末冶金技術(shù),2021,39(1):81)

[18] Xu Y, Ban L, Xiao Z Y, et al. Process optimization and friction and wear properties of CoCrWMo alloys fabricated by selective laser melting. Powder Metall Technol, 2021, 39(6): 505

（許陽(yáng)，班樂(lè)，肖志瑜.選擇性激光熔化成形CoCrWMo合金工藝優(yōu)化及摩擦磨損性能.粉末冶金技術(shù)，2021,39(6):505)

[19] Yang Z Y, Zhao J Y. Additive Manufacturing and 3D Printing Technology and Applications. Beijing: Tsinghua University Press,2017

（楊占堯，趙敬云.增材制造與3D打印技術(shù)及應(yīng)用.北京：清華大學(xué)出版社,2017)

[20] Popovich V A, Borisov E V, Popovich A A, et al. Impact of heat treatment on mechanical behaviour of Inconel 718 processed with tailored microstructure by selective laser melting. Mater Des, 2017,131: 12

[21] Teng Q, Li S, Wei Q S, et al. Investigation on the influence of heat treatment on Inconel 718 fabricated by selective laser melting:Microstructure and high temperature tensile property. J Manuf Processes,2021,61:35

[22] Li J. Process and Properties of Ni-Based 718 Alloy Formed by Selective Laser Melting [Dissertation]. Harbin: Harbin University of Science and Technology, 2018

(李劍.IN718合金的選區(qū)激光熔化成形工藝及性能研究【學(xué)位論文].哈爾濱：哈爾濱理工大學(xué)，2018）

[23] Jia Q B, Selective Laser Melting Fabrication of Nickel-Based Superalloys and Its Composites: Process, Microstructure and Property [Dissertation]. Nanjing: Nanjing University of Aeronautics and Astronautics, 2015

(賈清波.Ni基高溫合金及其復(fù)合材料選區(qū)激光熔化成形工藝、組織及性能【學(xué)位論文].南京：南京航空航天大學(xué),2015)

[24] Zhang Y, Gu D D, Shen L D, et al. Study on selective laser melting additive manufacturing process of INCONEL Ni-based superalloy.Electromach Mould, 2014(4): 38

(張穎，顧冬冬，沈理達(dá)，等.INCONEL系鎳基高溫合金選區(qū)激光熔化增材制造工藝研究.電加工與模具，2014(4)：38)

[25] Balbaa M, Mekhiel S, Elbestawi M, et al. On selective laser melting of Inconel 718: Densification, surface roughness, and residual stresses.Mater Des,2020, 193:108818

[26] Moussaoui K, Rubio W, Mousseigne M, et al. Effects of selective laser melting additive manufacturing parameters of Inconel 718 on porosity, microstructure and mechanical properties. Mater Sci Eng,2018,735:182

[27] Zhang G H, Guo S Q, Huang S, et al. Relative density of GH4169 superalloy prepared by selective laser melting. Laser Optoelectron Prog, 2020, 57(3): 163

（張國(guó)會(huì)，郭紹慶，黃帥，等.選區(qū)激光熔化技術(shù)制備GH4169合金的致密度研究.激光與光電子學(xué)進(jìn)展，2020,57(3)：163)

[28] Wang H Y, Wang B B, Wang L, et al. Impact of laser scanning speed on microstructure and mechanical properties of Inconel 718 alloys by selective laser melting. China Foundry, 2021, 18(3): 170

[29] Cheng Y. Study of the Residual Stress and Deformation of GH4169 Fabricated by Selective Laser Melting [Dissertation]. Wuhan:Huazhong University of Science and Technology, 2019

（程勇.激光選區(qū)熔化成形GH4169殘余應(yīng)力和變形研究學(xué)位論文1.武漢：華中科技大學(xué)，2019)

[30] Lesyk D A, Martinez S, Mordyuk B N, et al. Post-processing of the Inconel 718 alloy parts fabricated by selective laser melting: Effects of mechanical surface treatments on surface topography, porosity,hardness and residual stress. Surf Coat Technol, 2020, 381: 125136

[31] Lu Y J, Wu S Q, Gan Y L, et al. Study on the microstructure,mechanical property and residual stress of SLM Inconel-718 alloy manufactured by differing island scanning strategy. Opt Laser Technol, 2015, 75: 197

[32] Sufiarov V S, Popovich A A, Borisov E V, et al. The effect of layer thickness at selective laser melting. Proced Eng, 2017, 174: 126

[33] Du J Y. Research on Process Experiment of Selective Laser Melting with GH4169 Nickel-Based Alloy Powder [Dissertation]. Taiyuan:North University of China, 2014

(杜膠義.GH4169鎳基合金粉末選區(qū)激光熔化基礎(chǔ)工藝研究［學(xué)位論文].太原：中北大學(xué)，2014)

[34] Jia J Y, Liu F C, Liu F G, et al. Porosity defects and tensile property of Inconel 718 superalloy by selective laser melting additive manufacturing. Hot Working Technol, 2020, 49(18): 1

(賈靈昱，劉奮成，劉豐剛，等.選區(qū)激光熔化增材制造Inconel718粉末冶金技術(shù)合金的孔隙缺陷和拉伸性能.熱加工工藝，2020,49(18)：1)

[35] Yang H H, Meng L, Luo S C, et al. Microstructural evolution and mechanical performances of selective laser melting Inconel 718 from low to high laser power. J Alloys Compd,2020, 828: 154473

[36] Wei J F, Wu M P, Han J T. Mechanism of the effect of scanning strategy on the surface quality of Inconel 718 formed by SLM. ApplLaser, 2020, 40(4): 621

(魏建鋒，武美萍，韓基泰.掃描策略對(duì)選區(qū)激光熔化成形Inconel718表面質(zhì)量的影響機(jī)制.應(yīng)用激光,2020,40(4):：621)

[37] Choi J P, Shin G H, Yang S, et al. Densification and microstructural investigation of Inconel 718 parts fabricated by selective laser  melting.Powder Technol, 2017, 310: 60

[38] Liu S Y, Li H Q, Qin C X, et al. The effect of energy density on texture and mechanical anisotropy in selective laser melted Inconel 718. Mater Des, 2020, 191: 108642

[39] Jia Q B, Gu D D. Selective laser melting additive manufacturing of Inconel 718 superalloy parts: Densification, microstructure and properties.JAlloys Compd, 2014, 585: 713

[40] Yan A R, Yang T T, Wang Y L, et al. Forming process and high-temperature mechanical properties of variable energy laser selective melting manufacturing IN718 superalloy. Opt Precis Eng, 2015,23(6): 1695

(閆岸如，楊恬恬，王燕靈，等.變能量激光選區(qū)熔化IN718鎳基超合金的成形工藝及高溫機(jī)械性能.光學(xué)精密工程，2015,23(6)：1695)

[41] Yi J H, Kang J W, Wang T J, et al. Effect of laser energy density on the microstructure, mechanical properties, and deformation of Inconel 718 samples fabricated by selective laser melting, J Alloys Compd,2019, 786: 481

[42] Zheng M, Wei L, Chen J, et al. On the role of energy input in the surface morphology and microstructure during selective laser melting of Inconel 718 alloy. J Mater Res Technol, 2021, 11: 392

[43] Aydinoz M E, Brenne F, Schaper M, et al. On the microstructural and mechanical properties of post-treated additively manufactured Inconel 718 superalloy under quasi-static and cyclic loading. Mater Sci Eng A,2016, 669: 246

[44] Probstle M, Neumeier S, Hopfenmuller J, et al. Superior creep strength of a nickel-based superalloy produced by selective laser melting. Mater Sci Eng A, 2016, 674: 299

[45] Feng K Y, Liu P, Li H X, et al. Microstructure and phase transformation on the surface of Inconel 718 alloys fabricated by SLM under 1050 °C solid solution + double ageing. Vacuum, 2017, 145:112

[46] Cao M, Zhang D Y, Gao Y, et al. The effect of homogenization temperature on the microstructure and high temperature mechanical performance of SLM-fabricated IN718 alloy. Mater Sci Eng A, 2021,801:140427

[47] Yu W H, Sing S L, Chua C K, et al. Particle-reinforced metal matrix nanocomposites fabricated by selective laser melting: A state of the art review.ProgMater Sci,2019,104:330

[48] Nguyen Q B, Zhu Z, Chua B W, et al. Development of WC-Inconel composites using selective laser melting. Arch Civil Mech Eng, 2018,18(4): 1410

[49] Xia M J, Gu D D, Ma C L, et al. Microstructure evolution, mechanical response and underlying thermodynamic mechanism of multi-phase strengthening WC/nconel 718 composites using selective laser melting.J Alloys Compd, 2018, 747: 684

[50] Gu D D, Zhang H M, Dai D H, et al. Laser additive manufacturing of nano-TiC reinforced Ni-based nanocomposites with tailored microstructure and performance. Composites Part B, 2018, 163: 585

51] Wang Y C, Shi J, Wang Y. Reinforcing Inconel 718 superalloy by nano-TiC particles in selective laser melting // ASME 2015 International Manufacturing Science Engineering Conference.Charlotte,2015: 8

[52] Wang Y C, Shi J, Lu S Q, et al. Selective laser melting of graphene-reinforced Inconel 718 superalloy: evaluation of microstructure and tensile performance. J Manuf Sci Eng, 2017, 139(4): 041005

[53] Xiao W H, Lu S Q, Wang Y C, et al. Mechanical and tribological behaviors of graphene/Inconel 718 composites. Trans Nonferrous Met Soc China,2018,28(10):1958

[54] Ho I T, Hsu T H, Chang Y J, et al. Effects of CoAl2O4 inoculants on microstructure and mechanical properties of IN718 processed by selective laser melting. Addit Manuf, 2020, 35: 101328

[55] Hassanin A E, Scherillo F, Prisco U, et al. Selective laser melting of Cu-inconel 718 powder mixtures. J Manuf Processes, 2020, 59: 679

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