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

隨著近年來社會(huì)對(duì)清潔能源越來越重視，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，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 傷可通過修復(fù)來恢復(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 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、無填充材料或填充材料全部或部分熔化來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，沿裂紋邊界通常可觀察到液化共晶組織。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]通過研究 氬弧焊（GTAW）焊接過時(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)非平衡快速加熱過程中第 二相（如 γ′相，MC 顆粒等）無法快速溶解進(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)過程中極易產(chǎn)生裂 紋。為了避免這類裂紋產(chǎn)生，可通過修復(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 過時(shí)效熱處理（NUMT 熱處理），可通過消除晶 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 1120 ℃ /16 h 長(zhǎng)時(shí)過時(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 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，通過焊前 1160 ℃/4 h (爐冷)固溶+950℃/18 h 時(shí)效的固溶+過時(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 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裂紋沉積體， 經(jīng)過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 通過獲得細(xì)化晶粒或獲得等軸晶的方法，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，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，熱等靜壓無法 改善或消除。Zhao 等[60]通過研究 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)過程中產(chǎn)生的裂紋無法在后期徹底消除，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)，不僅通過工藝方法可以減少裂紋，而且通過冶金方法亦可減少。

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)開裂且無法充分填充所致。因此，在鑄造與焊接的凝固過程中，如果可以確保凝固過程中 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)了無裂紋的 M247熔覆層，且強(qiáng)度與基材相當(dāng)。

4 未來的技術(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)過程中產(chǎn)生的缺陷的方法與理 論不斷豐富，未來實(shí)現(xiàn)無裂紋修復(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 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.