朱 勇，滕樹滿，周茂濤
(廣西柳州鋼鐵集團(tuán)有限公司，廣西 柳州 545002)
Inconel 718合金是20世紀(jì)60年代美國公司研發(fā)的一種鐵-鎳-鉻基沉淀強(qiáng)化高溫合金，我國于70年代對其進(jìn)行再開發(fā)并命名為GH4169。由于獨(dú)特的合金成分設(shè)計(jì)，其在較高溫度下仍具有良好的抗高溫、抗熱腐蝕、抗疲勞、抗氧化及抗裂紋擴(kuò)展性能，高溫組織穩(wěn)定性極好，被廣泛應(yīng)用于航空航天、核能、石油化工等領(lǐng)域[1-3]。然而Inconel 718合金的高硬度和低導(dǎo)熱系數(shù)給傳統(tǒng)的加工和成形工藝帶來了困難，設(shè)備損耗大、制造周期長、生產(chǎn)成本高等劣勢突顯，特別是對于復(fù)雜結(jié)構(gòu)形狀和高精度尺寸要求的零部件制造。近年來金屬增材制造技術(shù)(additive manufacturing，AM)的迅猛發(fā)展給鎳基合金件成形生產(chǎn)的難題提供了新的解決思路。相較于傳統(tǒng)的加工成形工藝，將電弧增材制造應(yīng)用于Inconel 718鎳基高溫合金零件的制造具有無可比擬的優(yōu)勢，其材料利用率高、零件成型周期短、成本低廉、無需模具一次成形等特點(diǎn)，引發(fā)了國內(nèi)外學(xué)者的廣泛關(guān)注[4-6]。
當(dāng)前增材制造技術(shù)適用的材料發(fā)展到金屬、陶瓷、聚合物和混凝土等，而金屬增材制造作為該領(lǐng)域的研究重點(diǎn)，在核電、航空航天、汽車、武器及生物醫(yī)學(xué)等各個領(lǐng)域已展現(xiàn)出十分廣闊的發(fā)展前景[7，8]。因此，金屬增材制造技術(shù)研究對我國工業(yè)技術(shù)的發(fā)展具有非常重要的戰(zhàn)略意義與實(shí)用價值。
金屬增材制造按照熔敷時的熱源形式和材料特點(diǎn)，主要可以分為三大類：激光增材制造(laser additive manufacturing，LAM)、電子束增材制造(electron beam additive manufacturing，EBAM)和電弧增材制造(wire arc additive manufacturing，WAAM)[9]。LAM技術(shù)采用可控性較好的高功率激光器，但能量利用率和金屬沉積效率都較低。EBAM技術(shù)的能量利用率和金屬沉積效率都較高，但其所能制造的金屬零件尺寸受制于真空室的尺寸大小。反觀WAAM技術(shù)利用成本較低的金屬絲材和成形設(shè)備，沉積效率和材料利用率都較高，但其工藝不穩(wěn)定并且評價指標(biāo)體系單一，導(dǎo)致成形工件的精度低和表面質(zhì)量差[10]。
WAAM是基于離散-堆積原理，利用電弧作為熱源將金屬絲材熔化，并按照事先設(shè)定好的規(guī)劃路徑，在金屬基板上由線-面-體逐層沉積成形金屬零件的一種先進(jìn)數(shù)字化制造技術(shù)[11-13]。電弧增材制造根據(jù)焊接方式的不同可以分為熔化極氣體保護(hù)焊(gas metal arc welding，GMAW)、鎢極氬弧焊(gas tungsten arc welding，GTAW)、等離子弧焊(plasma arc welding，PAW)。WAAM的工藝原理圖如圖1所示，它具有沉積效率高、材料利用率高、零件成型周期短、成本低廉等優(yōu)點(diǎn)。相較于鑄造和鍛壓工藝，它無需模具，整體制造周期短且設(shè)計(jì)響應(yīng)快，比鑄造工藝設(shè)計(jì)出來的零件顯微組織和力學(xué)性能好，比鍛壓產(chǎn)品更省材料，節(jié)約成本，非常適合小批量、個性化結(jié)構(gòu)件的高效生產(chǎn)[14]。但由于成形件是逐層沉積而成的全焊縫金屬零件，其成形零件熱積累嚴(yán)重，液態(tài)金屬熔池過熱，層間發(fā)生反復(fù)重熔，導(dǎo)致焊接后殘余應(yīng)力大，并易出現(xiàn)焊后變形、裂紋、氣孔和熔渣夾雜物的焊接缺陷。尤其是零件邊緣堆積時，在焊縫之間會出現(xiàn)臺階效應(yīng)(圖2)，不可避免地導(dǎo)致工件的精度下降，難以滿足諸如核電、航空、航天和武器之類大型部件制造的技術(shù)要求。
圖1 WAAM工藝過程圖解[15]Fig.1 WAAM technical process diagram
(a)臺階效應(yīng)；
(b)懸垂角度、切片厚度、表面法線和構(gòu)建方向之間的關(guān)系[16]圖2 臺階效應(yīng)Fig.2 Footstep effect
2.1 Inconel 718高溫合金組織及性能特征
高溫合金是指以鐵、鈷、鎳為基，在600℃以上高溫和一定應(yīng)力條件作用下仍能長期穩(wěn)定工作的一類合金材料，具有優(yōu)異的抗高溫、抗熱腐蝕、抗疲勞、抗氧化及抗裂紋擴(kuò)展性能。相較于高溫強(qiáng)度較低的鐵基高溫合金和成本較高的鈷基高溫合金，鎳基高溫合金在航空航天以及燃?xì)廨啓C(jī)工業(yè)領(lǐng)域得到了最為廣泛的應(yīng)用，如發(fā)動機(jī)葉片、渦輪盤、燃燒室等零部件的生產(chǎn)制造[17]。在眾多高溫合金中，Inconel 718鎳基高溫合金因其相對低廉的價格，優(yōu)異的抗氧化腐蝕性、抗疲勞性、高溫組織穩(wěn)定性和良好的焊接性，成為目前應(yīng)用范圍最為廣泛的高溫合金(占世界高溫合金總產(chǎn)量的40%～50%[18])。
Inconel 718 合金的化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%)為，Ni 50～55，Cr 17～21，Nb 4.75～5.50，Mo 2.8～3.3，Co 1.0，Al 0.2～0.8，Ti 0.70～1.15，Si 0.35，Mn 0.35，C 0.05～0.08，S 0.01，Cu 0.3，F(xiàn)e余量。其中，Nb、Al、Ti等元素是構(gòu)成強(qiáng)化相的主要元素，對 Inconel 718 合金的強(qiáng)度、硬度、抗腐蝕性、疲勞壽命等力學(xué)性能起到關(guān)鍵作用。
Inconel 718 合金的整體微觀組織結(jié)構(gòu)主要是以奧氏體γ相(以Ni為基的固溶體)為基體，加上基上分散的γ″相(Ni3Nb)、γ′相(Ni3(Al，Ti))、δ相(Ni3Nb)、金屬碳化物MC和Laves相(Fe2M)。其中亞穩(wěn)相γ″、γ′分別為主強(qiáng)化相和弱強(qiáng)化相；
MC型碳化物一般沿層錯或普遍彌散析出[19]，可以起到時效硬化的作用，但MC型碳化物是一種脆性相，過多易引發(fā)裂紋，降低材料的塑韌性；
δ相在晶界析出，起釘扎作用，可以抑制晶粒的長大；
Laves相的形成需要消耗基體中大量的強(qiáng)化元素，且它是一種脆性相，會嚴(yán)重降低材料的斷裂韌性、拉伸塑性、疲勞及蠕變性能，為裂紋的萌生和后續(xù)的擴(kuò)展提供了場所，故對合金力學(xué)性能的提升有害[20-22]。
Inconel 718合金是目前在航空航天等工業(yè)領(lǐng)域應(yīng)用最為廣泛的鎳基高溫合金，但它對應(yīng)變率非常敏感，很容易加工硬化，機(jī)械加工成形和鍛造成形性能較差，采用傳統(tǒng)的加工成形工藝不但生產(chǎn)開發(fā)周期長、成本高，而且難以使其加工成形。于是，電弧增材制造Inconel 718鎳基合金復(fù)雜零部件的需求隨之產(chǎn)生。國內(nèi)外研究學(xué)者對Inconel 718合金電弧增材后的微觀組織和力學(xué)性能進(jìn)行了深入研究，Santanu Paul等[23]提出了一種有效的離散枝晶動力學(xué)(DDD)模型，該模型跟蹤準(zhǔn)穩(wěn)態(tài)熔池固液界面上離散點(diǎn)發(fā)出的枝晶的動態(tài)變化，以模擬柱狀枝晶的外延生長。對于每個枝晶，其生長方向由其晶體取向和局部溫度梯度決定。利用此模型預(yù)測了WAAM工藝制備的Inconel合金件的顯微組織和極圖(圖3)。將其與實(shí)驗(yàn)觀測的實(shí)際結(jié)果進(jìn)行對比，發(fā)現(xiàn)兩者結(jié)果吻合較好，表明該模型可以擴(kuò)展到預(yù)測大型三維零件的微觀組織。Wang等[24]采用脈沖等離子弧增材制造技術(shù)(PPAAM)制備了Inconel 718薄壁，通過逐層減少熱輸入來減少熱積累，結(jié)果發(fā)現(xiàn)制備的樣品不僅含有常見的柱狀晶，而且在制造過程中由于熱歷史更為復(fù)雜，出現(xiàn)了胞狀晶和等軸晶。這表明出現(xiàn)了樹枝晶到胞狀晶的轉(zhuǎn)變(DCT轉(zhuǎn)變)和柱狀晶到等軸晶的轉(zhuǎn)變(CET轉(zhuǎn)變)，如圖4所示，作者認(rèn)為這可能是由于嚴(yán)重的成分過冷，晶粒形態(tài)由胞狀轉(zhuǎn)變?yōu)橹鶢罹В俎D(zhuǎn)變?yōu)榈容S晶。且拉伸試驗(yàn)表明，試樣的強(qiáng)度較低(872MPa)，塑性極高(34%)，但經(jīng)標(biāo)準(zhǔn)熱處理后，UTS和YS分別提高到1152MPa和864MPa，接近變形后的水平，塑性下降到23%。這是由于熱處理前沒有析出足夠的強(qiáng)化相和高密度位錯的匱乏導(dǎo)致強(qiáng)度較低、塑性較高；
而熱處理后大量強(qiáng)化相的析出導(dǎo)致基體硬化，強(qiáng)度提高、塑性下降。Bhujangrao等[25]也對制件的力學(xué)性能進(jìn)行了研究。
(a)對于中間部分的EBSD結(jié)果；
(b) 對于中間部分的DDD模型預(yù)測的晶粒織構(gòu)和極圖；
(c)對于底部的EBSD結(jié)果；
(d) 對于底部的DDD模型預(yù)測的晶粒織構(gòu)和極圖[23]圖3 WAAM處理的Inconel合金件DDD模型預(yù)測的晶粒織構(gòu)與EBSD結(jié)果對照Fig.3 Results contrast of grain testure predicted by DDD model of WAAM-treated Inconel alloy and EBSD
(a)制備樣品的組織演變示意圖和相關(guān)機(jī)制；
(b)成分過冷；
(c)DCT轉(zhuǎn)變圖4 轉(zhuǎn)變機(jī)制[24]Fig.4 Transformation mechanism
如圖5和圖6所示，與變形Inconel 718合金相比，WAAM 的Inconel 718合金的屈服強(qiáng)度和硬度更高，而延伸率更低。認(rèn)為該實(shí)驗(yàn)結(jié)果產(chǎn)生的可能原因是，Laves相和MC碳化物由于難熔元素Nb和Mo在WAAM過程中非平衡凝固條件下的偏析。
由于Inconel 718合金多應(yīng)用于航空發(fā)動機(jī)、航天器關(guān)鍵熱端部件、渦輪機(jī)葉片等關(guān)鍵部件，對其電弧增材制造試樣疲勞壽命、抗腐蝕性、裂紋擴(kuò)展的研究顯得尤為重要。Artaza T等[26]基于WAAM工藝采用等離子弧焊，在不同電流電壓參數(shù)和道次間停歇時間下，采用不同的熱輸入，制備了WAAM Inconel 718壁材。焊槍行進(jìn)速度、送絲速度、熔覆層之間的冷卻時間和溫度等工藝參數(shù)由EWM焊接系統(tǒng)控制，以此選擇兩種不同的連續(xù)電流輸入，構(gòu)成Inconel 718所需的不同處理參數(shù)(A、B和C)的組合。結(jié)果表明，與來自A和C的其他樣品相比，樣品B_ICS和B_COS在內(nèi)部區(qū)域未顯示裂紋(圖7)。因此，可對焊接工藝參數(shù)進(jìn)行調(diào)整控制，減少熱輸入提高冷卻速率，減少脆性相的析出和聚集以提高試樣抗裂紋的性能。
圖5 試樣的顯微硬度[25]Fig.5 Microhardness of test specimen
(a)WAAM試樣；
(b)鍛造試樣圖6 力學(xué)性能參數(shù)[25]Fig.6 Mechanical performance parameters
圖7 ICS和COS樣品的枝晶組織顯微照片[26]Fig.7 Mictomicrographs of ICS and COS samples
Seow C E等[27]發(fā)現(xiàn)在不利的沉積條件下，WAAM的Inconel 718合金會形成平面形貌的裂紋狀缺陷，含有這些缺陷的材料的斷裂韌性表現(xiàn)出各向異性；
當(dāng)缺口平面垂直于缺陷時，WAAM的Inconel 718合金試樣表現(xiàn)出與變形Inconel 718合金相當(dāng)?shù)谋碛^斷裂韌性；
而當(dāng)缺口平面與缺陷平行時，試樣的表觀斷裂韌性僅為變形Inconel 718合金的一半。作者將其歸因于缺口裂紋與預(yù)先存在的缺陷的相互作用。在評估WAAM的Inconel 718合金的使用適宜性時，應(yīng)著重考慮缺陷取向及其對機(jī)械性能的影響。Zhang等[28]研究了采用WAAM沉積后熱處理工藝制備的Inconel 718合金的腐蝕行為，并與變形合金的腐蝕行為進(jìn)行了比較。結(jié)果發(fā)現(xiàn)，在前者的鈍化膜中形成了較多的NiO和較少的Cr2O3，具有多孔結(jié)構(gòu)，耐蝕性低于熱處理變形合金。這可能與其<001>(Cube)晶向織構(gòu)和Nb在γ基體中的貧化有關(guān)。為此，在沉積制備Inconel 718合金件的過程中，注意抑制Nb的微觀偏析顯得異常重要。
2.2 優(yōu)化處理研究現(xiàn)狀
2.2.1 脈沖電流
施加脈沖電流可以有效改善金屬增材零部件組織性能，一方面由于其振蕩作用促進(jìn)了液態(tài)熔池的流動，致使熔池糊狀區(qū)域的枝晶破碎，晶核數(shù)目增加，從而達(dá)到細(xì)化晶粒的效果；
另一方面，通過調(diào)節(jié)脈沖參數(shù)更容易實(shí)現(xiàn)熱輸入的精確控制，并隨后對熔池行為和凝固進(jìn)行調(diào)節(jié)。在脈沖高電流階段可以精確控制熔滴分離，并通過高頻產(chǎn)生的力來攪動熔池，形成更多的熔池表面凹陷，實(shí)現(xiàn)更大的焊縫熔深[29]，且還實(shí)現(xiàn)了更高的能量密度，縮小了熱影響區(qū)，并允許應(yīng)用更高的焊接速度；
而在其低電流階段可以避免直流電流模式下積累的過多熱量，維持電弧的穩(wěn)定性[30]，提供更低的熱輸入，從而減小熱影響區(qū)，同時提供所需的焊接性能和均勻的熔透深度，提高構(gòu)件沉積后的組織性能[31，32]。
將脈沖等離子弧焊接與AM技術(shù)結(jié)合起來，形成的脈沖等離子弧增材制造(PPAAM)是一種很有前途的近凈成形技術(shù)，在生產(chǎn)率和成本方面與激光和電子束增材制造相比具有更大的競爭力[33，34]。此外，與傳統(tǒng)電弧相比，等離子弧具有更高的能量密度，更好的穩(wěn)定性，更容易實(shí)現(xiàn)對熱輸入的精確控制。因此，PPAAM特別適合制造復(fù)雜幾何形狀的飛機(jī)發(fā)動機(jī)零件。圖8為PPAAM控制系統(tǒng)。
(a)PPAAM系統(tǒng)；
(b)PPAAM過程原理[35]圖8 PPAAM控制系統(tǒng)Fig.8 PPAAM control system
Wang等[35]利用PPAAM來成形Inconel系鎳基高溫合金薄壁，控制脈沖電流來逐漸減少熱輸入以穩(wěn)定熔池減少熱積累，實(shí)驗(yàn)發(fā)現(xiàn)制備的樣品具有沿沉積方向外延生長的柱狀樹枝晶，并在枝晶間區(qū)域觀察到大量平均尺寸為81nm的細(xì)小γ′顆粒和MC碳化物。通過顯微硬度和拉伸試驗(yàn)研究了其力學(xué)性能。結(jié)果表明，與鑄件相比，PPAAM技術(shù)制備的組件表現(xiàn)出較高的抗拉強(qiáng)度，但塑性略有降低。
Jia等[36]將60kHz的超高頻脈沖電弧用于WAAM工藝(UHFP-GTAW)制備Inconel 718高溫合金零件，與相同條件下10Hz的常規(guī)脈沖鎢極氬弧焊(CP-GTAW)做對比實(shí)驗(yàn)。并將UHFP-GTAW和CP-GTAW組件分別均分為兩組試樣，然后再分別對其中的一組試樣做固溶和時效熱處理，而另一組不做處理，最后觀察研究其微觀結(jié)構(gòu)和力學(xué)性能。試驗(yàn)結(jié)果表明，超高頻脈沖電弧可以有效改善析出強(qiáng)化相的形貌和基體的晶粒尺寸。如圖9所示，與CP-GTAW組件相比，UHFP-GTAW組件中的Laves相數(shù)量明顯減少。UHFP-GTAW試樣的面積減小和伸長率顯著增強(qiáng)，而抗拉強(qiáng)度則略有下降。
(a)和(b)分別是未經(jīng)熱處理的CP-GTAW和UHFP-GTAW樣品的顯微組織(×1000)；
(c)(×3000)和(d)(×5000)分別是經(jīng)熱處理的CP-GTAW和UHFP-GTAW試樣的微觀結(jié)構(gòu)；
(e)是(a)和(b)中Laves相面積的統(tǒng)計(jì)結(jié)果[36]圖9 SEM圖像Fig.9 SEM picture
而Michalis Benakis等[37]研究了高頻脈沖電流和低頻脈沖電流對基于GTAW的WAAM焊縫形狀和熱影響區(qū)的影響。通過改變脈沖模式和行進(jìn)速度，研究了各種焊接工藝規(guī)范對不同電流模式下焊縫幾何形狀和熱影響區(qū)的影響。結(jié)果表明，利用高頻脈沖和低頻脈沖的雙脈沖組合，可以同時控制焊縫尺寸和熔透深度以及熱影響區(qū)，以此提高增材制造零件的精度水平。
2.2.2 雙級時效熱處理
除了施加脈沖電流可以有效改善增材后的構(gòu)件組織性能外，進(jìn)行一定的熱處理也可以極大提高金屬沉積后的力學(xué)性能。針對不同金屬材料或者增材工藝可以選擇不同的熱處理工藝，從而改變內(nèi)部顯微組織特征和析出相，進(jìn)而改善構(gòu)件的力學(xué)性能。
Inconel 718是一種典型的時效強(qiáng)化型變形高溫合金，其力學(xué)性能的發(fā)揮主要依靠時效熱處理時強(qiáng)化相的大量析出[2，38]。但在時效熱處理之前通常需要進(jìn)行固溶處理以消除由于Nb偏析產(chǎn)生的Laves相，并起到細(xì)化晶粒的作用，為后續(xù)時效熱處理做好準(zhǔn)備。由于主強(qiáng)化相γ″和弱強(qiáng)化相γ′分別主要在720℃、620℃大量析出，故目前大多數(shù)研究學(xué)者通常采用的是雙級時效熱處理工藝。具體步驟為：先在720℃保溫8h，再以50℃/h的冷卻速率爐冷2h，然后在620℃保溫8h，最后取出空冷。
國內(nèi)學(xué)者賈志宏等[19]采用超高頻脈沖電弧增材技術(shù)制備了GH4169高溫合金薄壁件，并與未經(jīng)熱處理的試樣進(jìn)行對比，發(fā)現(xiàn)未經(jīng)過熱處理的試樣組織主要為粗大的樹枝晶和晶間由于Nb元素偏析產(chǎn)生的Laves相(Cr2Nb)，力學(xué)性能相對較差；
而經(jīng)固溶和時效熱處理之后的組織在γ基體上分布著大量短片狀δ相、γ″強(qiáng)化相和一定量的γ′強(qiáng)化相，殘留較少Laves相，試樣屈服強(qiáng)度、沖擊韌性和抗高溫強(qiáng)度等性能得到大大提高。
為了控制WAAM工藝沉積Inconel 718合金時由于微觀偏析產(chǎn)生的Laves相，Cui等[39]設(shè)計(jì)了兩種不同的熱處理工藝。第一種工藝方案是標(biāo)準(zhǔn)HSA(homogenisation-solution-aging)工藝，先在1100℃下均勻化處理1h，空冷；
然后在980℃下固溶處理1h，空冷；
最后進(jìn)行雙級時效熱處理。第二種工藝方案是基于1185℃的Laves相共晶溫度設(shè)計(jì)的，將均勻化處理溫度設(shè)為1186℃，并保溫較短時間，以減少晶粒長大，具體的改良HA(homogenisation-aging)工藝為，先在1186℃下均勻化處理40min，空冷；
然后進(jìn)行雙級時效熱處理。具體熱處理工藝方案圖如圖10所示。除此之外，Cui還設(shè)計(jì)了一組僅進(jìn)行雙級時效熱處理的對照組。結(jié)果發(fā)現(xiàn)，標(biāo)準(zhǔn)HSA工藝處理的樣品中沒有Laves相，但在晶界析出了針狀δ相(圖11(a))；
改良HA工藝樣品溶解Laves相而不析出δ相，成功地使沉積時的組織均勻化(圖11(b))；
而僅進(jìn)行時效處理的樣品中仍清晰可見Laves相(圖11(c))。
2.2.3 道次間軋制
WAAM工藝在逐層沉積組件后，通常會產(chǎn)生大的柱狀晶，織構(gòu)現(xiàn)象強(qiáng)烈，較低的冷卻速率又促進(jìn)了富Nb的Laves相的析出，且往往導(dǎo)致零件的顯著變形并殘留有較大應(yīng)力。然而，通過道次間軋制可以顯著減少零件變形和殘余應(yīng)力，改善織構(gòu)，細(xì)化晶粒，大大提高材料的力學(xué)性能[40-42]。
Jan等[43]對WAAM工藝沉積后的Inconel 718合金組件進(jìn)行道次間軋制處理。結(jié)果發(fā)現(xiàn)，軋制減少了不需要的Laves相的形成，改善了其后續(xù)對固溶和時效處理的響應(yīng)，同時顯著減小了晶粒尺寸和織構(gòu)，并顯著降低了沉積過程中的殘余應(yīng)力和零件變形。而Xu等[40]采用如圖12所示道次間軋制后，與未軋制的Inconel 718粗大柱狀晶相比，發(fā)現(xiàn)軋制引發(fā)了連續(xù)沉積時的不均勻再結(jié)晶，產(chǎn)生細(xì)小的柱狀晶和大量細(xì)小的等軸晶，抗拉強(qiáng)度大大提高，并把道次間軋制產(chǎn)生的整體強(qiáng)化歸因于軋制誘導(dǎo)再結(jié)晶產(chǎn)生的細(xì)晶強(qiáng)化和晶界強(qiáng)化。
(a)標(biāo)準(zhǔn)HAS工藝；
(b)改良HA工藝[39]圖10 熱處理工藝Fig.10 Heat treatment process
(a)標(biāo)準(zhǔn)HAS；
(b)改良的HA；
(c)僅時效熱處理圖11 BSE顯微照片[39]Fig.11 BSE photomicrograph
(a)WAAM系統(tǒng)的軋制輔助實(shí)驗(yàn)裝置；
(b)單道次軋制研究的原理[40]圖12 道次間軋制Fig.12 Rolling between passes
電弧增材制造Inconel 718鎳基合金件的一次成形工藝具有材料利用率高、成形速度快、生產(chǎn)成本低等優(yōu)點(diǎn)，在航空航天、石油化工等領(lǐng)域具有非常廣闊的應(yīng)用前景。然而，在現(xiàn)有增材制造工藝條件下存在焊后區(qū)域顯微組織微觀偏析和外延生長的柱狀晶引起的組織不均勻等缺陷，導(dǎo)致所沉積的零部件難以滿足實(shí)際應(yīng)用的力學(xué)性能要求，距離電弧增材制造鎳基合金件的大范圍推廣應(yīng)用仍需要研究學(xué)者的更深一步研究。
針對Inconel 718鎳基合金組織的微觀偏析和顯微組織不均勻性，可從降低熱輸入方面進(jìn)行研究。相較于常規(guī)增材制造工藝使用的TIG熱源及MIG熱源，可以選擇易于調(diào)控焊接熱輸入的脈沖焊接電源，將高頻和低頻脈沖與行程速度的控制和送絲速度的改變相結(jié)合，控制焊縫寬度以及熔透深度等焊道參數(shù)，降低熱輸入抑制柱狀晶的外延生長，并縮小熱影響區(qū)，同時增加焊接冷卻速度可以減少Nb在焊接熔合區(qū)的偏析。除此之外，CMT焊接電源和變極性焊接電源的使用也可以大大降低金屬沉積過程中的熱積累，提高熔池冷卻速度，抑制Laves相和碳化物等不利于基體性能的第二相的析出，同時有害氣體在合金件中的溶解度也將隨熱輸入的減少而降低，達(dá)到降低沉積試樣孔隙率的效果。
電弧增材制造Inconel 718合金零部件的顯微組織與力學(xué)性能的調(diào)控，還可通過在焊后施加一定的外部物理輔助和熱處理工藝與先進(jìn)焊接電源的配合來實(shí)現(xiàn)。對試樣進(jìn)行合適的道次間軋制，并控制道次間溫度，可以減少大柱狀晶粒的形成，降低制造過程中的殘余應(yīng)力和零件變形，提高制件精度水平，并為后續(xù)的固溶和時效熱處理提供良好的準(zhǔn)備基礎(chǔ)。為改善試樣的微觀組織結(jié)構(gòu)，針對性的施以一定的均勻化和固溶時效熱處理，減少鏈狀Laves相的析出以提高材料的機(jī)械性能。目前針對這些工藝的復(fù)合使用，還需要研究開發(fā)更多的技術(shù)規(guī)范，如相應(yīng)焊接系統(tǒng)和工藝參數(shù)的研發(fā)改進(jìn)、輔助工藝的作用溫度和作用時間以及對應(yīng)的新熱處理工藝。
目前大多數(shù)研究學(xué)者都致力于WAAM焊后組織的調(diào)控改善，而在金屬焊接過程中如何監(jiān)測和控制沉積過程中微觀結(jié)構(gòu)的演變?nèi)允茄芯康闹攸c(diǎn)內(nèi)容。針對于此，還需要進(jìn)行深入的理論研究和微觀結(jié)構(gòu)模擬，這將有助于進(jìn)一步了解熔池特性、傳熱和傳質(zhì)、殘余應(yīng)力和變形、相變等，加深對材料-工藝-結(jié)構(gòu)-性能關(guān)系的基本認(rèn)識。隨著人們對高質(zhì)量結(jié)構(gòu)件需求的增長和技術(shù)的不斷成熟，金屬電弧增材制造Inconel 718合金件的應(yīng)用前景必然更加廣闊。
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