隨著近年來社會對清潔能源越來越重視，高溫、高效的燃氣輪機發(fā)電或動力技術將更加廣泛用于發(fā)電 或動力設備，以提高能源利用效率。自從引進、消 化各國燃氣輪機制造技術以來，中國已經大量裝機了 進口或部分自制的燃氣輪機，但到目前為止，仍未掌 握核心熱端部件的設計、制造與維護技術，如圖 1 中的燃氣輪機透平動、靜葉片等高溫部件。

但是，因燃氣輪機、航空發(fā)動機的多次啟?；蛘{ 整負荷造成熱端部件承受熱循環(huán)載荷，導致出現熱應 力疲勞裂紋。葉片等部件因經受長達幾萬小時的長時間高溫、大應力等服役條件而出現組織退化、蠕變、燒蝕、腐蝕、氧化以及微動磨損等缺陷[3]。因此，燃氣輪機與航空發(fā)動機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)現嚴重損傷，需立即更換或修復。因高溫透平部件的制造成本極高，若局部損傷可通過修復來恢復性能，將極大地降低成本和制造周期，減少資源浪費，具有極大的社會效益和市場價值。為了攻克這一技術難關，中國提出了“兩機專項 計劃”等一系列國家戰(zhàn)略課題。在燃氣輪機設備的制造與維護技術中，重要一環(huán)是對鑄造高溫合金高溫部件的制造與修復技術，因此，開展鑄造鎳基高溫合金增材修復技術與工藝研究具有非常重要的意義。

圖 1 燃氣輪機透平動、靜葉片

Fig.1 Gas turbine blades and vanes[2]

1 鑄造鎳基高溫合金及其應用

鑄造鎳基高溫合金是以鎳為基體、添加總質量分數超過 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、高溫力學性能（高溫強度、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構材料[1-5]，主要強化機制是由 Cr、Co、W、Mo、RE等高熔點、大原子半徑合金元素固溶于鎳基合金基體的固溶強化 和具有良好高溫穩(wěn)定性的 γ′析出相的沉淀強化，以及分布于晶界的碳化物或硼化物的晶界強化，從而可長時 間穩(wěn)定服役于 800~1100 ℃（甚至~1200 ℃（材料熔點 的 90%））的高溫高應力、熱腐蝕、氧化、微動磨損、熱應力疲勞等極端工況，主要用于制造燃氣輪機和航空 航天發(fā)動機的高溫透平部件[6]。但該類材料幾乎不可鍛造或焊接，對于結構復雜的高溫透平部件，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難點

在鑄造鎳基高溫合金部件服役中，一旦發(fā)現存在 損傷，針對可維修的損傷部件，除組織退化或蠕變空 洞等缺陷可通過熱等靜壓+固溶+時效的標準熱處理工藝恢復組織與性能外，其余缺陷均需采取去除缺陷、 增材修復的維修方法以恢復尺寸與性能?？捎糜阼T造鎳基高溫合金的增材修復方法可分為 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現冶金結合的增材修復方法，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、活性液相擴散焊、線性摩擦焊等。熔化焊增材修復方法是適應性強、可精確控制的理想增材修復方法，但由于鎳基高溫合金是多元素強化的無相變合金，在熔焊增材修復時極易出現成分、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]，易出現凝固裂紋、液化裂紋、應變時效裂紋和失塑裂紋 等，各類裂紋主要形成出現位置與溫度區(qū)間如圖 2 所示（在Caron[8]描述的凝固裂紋和時效裂紋的基礎上增 加了液化裂紋和失塑裂紋產生與溫度的關系圖）。因此，在利用熔化焊方法對鑄造鎳基高溫合金進行增材修復時，對裂紋的控制是決定修復成敗的關鍵。

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，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成分富集，如 B 或 Zr 等顯著降低熔點元素[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)，因選分結晶導致成分偏析而使低熔點液相（富含 B、Zr 降熔元素）富 集在晶界或枝晶間。一旦液相熔點過低會形成連續(xù)液態(tài)薄膜，同時由于冷卻和凝固收縮應力的作用導致出現 沿晶界的凝固裂紋或熱裂紋，如圖 3 所示[10]。導致形 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了凝固裂紋的產生。

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附近低于基材固相線溫度區(qū)域出現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 或熔覆修復中常見的裂紋之一。這種裂紋的長度很短， 通常在晶粒尺寸量級且垂直于熔合線，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 因冷卻收縮應力與 HAZ 高溫區(qū)晶界局部組分液化共 同作用的結果，形成機理見圖 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因快速加熱導致非平衡條件的 界面組元液化，出現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）焊接過時效 IN738 的 HAZ 以及利用Gleeble 熱模擬試驗研究 HAZ 組織，發(fā)現了晶界處的γ′相與基體相發(fā)生組分液化，且發(fā)現了粗大的 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 導致出現組分液化的重要因素。這種現象也被Tancret 等人[18]通過熱動力學計算軟件模擬計算得到證實，且 γ′相尺寸越大，出現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)中越易出現組分液化。 Sidhu 等人[19]采用 GTAW焊接定向凝固合金 Rene80 時發(fā)現同樣存在晶界液化裂紋的組分液化現象，但由于定向凝固合金的硬度更高、晶界更少，相對于等軸晶 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，同樣發(fā)現在 HAZ 因第二相顆粒的組分液化而出現了液化裂紋。Xu 等[14] 研究了激光固態(tài)成形工藝制備 IN738LC鎳基高溫合金 時也同樣在 HAZ 發(fā)現了液化裂紋。

由于在熔化焊或熔覆時非平衡快速加熱過程中第 二相（如 γ′相，MC 顆粒等）無法快速溶解進入基體， 而在高溫下出現粗大第二相顆粒與基體之間的界面液 化反應從而出現了組分液化，在隨后快速冷卻時產生收縮應力，但在較低溫度下仍殘留低熔點液化相，從而出現了 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數、尺寸與分布，同時焊 接時采用預熱、小參數等減小熱影響區(qū)、減小焊接應 力的高溫預熱方法來減少該類裂紋傾向，或采用低匹 配方法[22]減小焊接應力。

圖4液化裂紋的分布及形成機理

Fig.4 Distribution and formation mechanismof liquation cracking

2.3 應變時效裂紋

應變時效裂紋是在鑄造鎳基高溫合金的熔化焊或 熔覆后的 HAZ，在時效熱處理過程中，因析出相導致晶內強化而晶界塑性降低，同時析出時出現收縮應力 并與熔化焊或熔覆殘余應力疊加，應力超過基體強度 而出現了應變開裂[8]。特別是對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，特別是在焊后去應力熱處理過程中經常出現，Al、Ti 含量對應變時效裂紋的影響如圖 5 所示（基于 Henderson[23]和 Gürel[24]的應變時效裂紋與 Al、Ti 含量關系圖，添加了燃氣輪機常用合金成分）， 這類裂紋斷口通常出現小平面或延性斷口，并與液化 裂紋同時出現。

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

圖 5 應變時效裂紋與 Al、Ti 含量的關系

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塑性降低而出現的晶界開裂，主要特點是在直長三叉晶界、鋸齒晶界與碳化物或共晶 團附近的晶界滑移開裂[28]。

通常焊接或增材修復后存在接近屈服強度的殘余 應力，隨后熱循環(huán)溫度上升至一定溫度，在大的殘余 應力作用下導致晶界局部滑移，而位錯在長直晶界、碳化物與基體界面處聚集而形成較大的應力集中，但 晶界滑移仍較困難，當應力超過界面處結合強度時， 形成類似如蠕變誘發(fā)開裂的失塑裂紋[29]。失塑裂紋的 出現主要跟合金成分有關，見圖6所示（基于 Attallah[30] 和 Lvarez Tejedor[31]的失塑裂紋與成分關系圖，添加了燃氣輪機常用合金成分）。雖然較多文獻對于鎳基高溫 合金的失塑裂紋有報道，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，晶間偏析、析出相與晶界釘扎碳化物與硼化物，晶粒取向，相對施加的應力、晶界扭曲和動態(tài)重結晶。 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）出現塑性降低的現象，但對于鑄造鎳基高溫合金，基材側熱影響區(qū)晶界生長及平直化難度較大，晶界通常分布著碳化物或析出相，導致 晶界曲折，通常發(fā)生失塑裂紋機率較小，但在 IN738LC[33]、M247LC[28]的激光熔覆同材質增材修復 時經常出現。

圖 6 失塑裂紋與合金成分之間的關系

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裂紋技術

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

3.1 基于修復工藝的裂紋控制

針對熔化焊增材修復鑄造鎳基高溫合金時影響裂紋的主要因素，可通過采取焊前熱處理、預熱、熱輸 入、選擇增材修復工藝以及修復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 大量沉淀強化 γ′相，鑄態(tài)與時效態(tài)鎳基高溫合金具有高的高溫強度和硬度，在增材修復過程中極易產生裂 紋。為了避免這類裂紋產生，可通過修復前熱處理降 低 γ′相體積分數、調整基材成分、組織與相分布、降低強度與硬度等，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)現通過焊前對 IN738 材料進行 1120 ℃/2 h 固溶處理+1025 ℃/16 h 時效并水淬快冷 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 際工業(yè)應用中實施難度大。隨后 Egbewande 等[35]發(fā)現 焊前對 IN738材料進行1120 ℃/2 h固溶處理+1120 ℃ /24 h 過時效熱處理（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 了進一步簡化熱處理工藝，Ola 等[36]發(fā)現通過 1120 ℃ /16 h 長時過時效熱處理（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。Gonz?lez Albarr?n 等[38]從不同焊前熱處理對基材與 HAZ 的 γ/γ′失配度的影響進行研 究，通過焊前 1160 ℃/4 h (爐冷)固溶+950℃/18 h 時效的固溶+過時效熱處理可降低 IN939 基材 γ/γ′失配 度，提高 HAZ 的應力釋放能力與裂紋抗力，從第二類 應力與應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 高溫預熱

無論是激光熔覆或溶化焊修復時，通常采用預熱 降低溫度梯度和降低冷卻速度來降低焊接殘余應力。 同樣，對于鑄造鎳基高溫合金，可以采用預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 強度高，需要預熱至 γ′相時效析出溫度之上，才可以降低修復時的溫度梯度、冷卻速度和 γ′相的比例、尺 寸與分布等。Xu 等[39]研究了不同預熱溫度時激光固態(tài)成形（laser solid forming, LSF）IN738LC 的修復，隨著預熱溫度升至 1050 ℃以上后，沉積體中的裂紋顯 著減少，但偏析顯著增加，等軸晶體積分數增加，同 時塊狀碳化物、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 距的增加導致碳化物和共晶相的增長，但γ′相尺寸受 預熱影響較大。Chiang 等[40]在預熱 800℃情況下，對服役 25 000 h的 IN738葉片成功實現了激光熔覆修復，獲得了無裂紋、析出相少的熔覆層，在 850 ℃下抗拉 強度與基材相當。對于液化裂紋更敏感的 M247LC 材料，Bidron 等[41]嘗試在不同預熱溫度下的激光熔覆修復 M-247LC 基體，結果表明，在 1000 ℃以下預熱的情況下，即使是低熱輸入仍存在裂紋，當溫度高于 1100 ℃時，γ′相的部分溶解和二次細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生的收縮應力，可以避免裂紋的產生，但預熱溫度過高，實現難度大、變形大、析出相尺寸粗化，且基材極易出現表面及晶內氧化和出現表面貧化層等不良現象。

3.1.3 控制熱輸入

采用熔化焊進行增材修復時，通常采用低熱輸入 可降低殘余應力、減小變形，高能束焊接或熔覆方法 具有顯著優(yōu)勢。Han 等[44]利用電子束焊接了時效態(tài)IN738LC 材料，發(fā)現焊縫區(qū)未出現凝固裂紋，但在 HAZ 發(fā)現了組分液化產生的液化裂紋，但焊縫高溫強度與基材相當。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 生。這表明在高能束焊接鑄造鎳基高溫合金材料時，通過嚴格控制材料中的 B、Zr、C 等合金元素可避免 液化裂紋。Athiroj 等[45]利用 TIG 焊修復了不同狀態(tài)的GTD-111 材料，結果表明，在極小熱輸入下可獲得無 液化裂紋和時效裂紋的熔覆層。Athiroj 等[46]采用低熱 輸入的激光熔覆工藝修復 GTD-111時獲得了無裂紋熔 覆層。Bi 等[47]在未預熱的情況下，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（micro-laser aidedadditive manufacturing）在 IN100 鑄造鎳基高溫合金表面實現 了無裂紋的同材質單層增材制造。因為極低熱輸入、冷卻速度快，熔覆層中細小球形的γ′相、MC 顆粒也細小，在熱循環(huán)過程中因界面失配度小而不易長大， 減小了相析出導致的收縮應力與熔覆應力疊加，從而避免了裂紋的產生。除單晶鎳基高溫合金外，另一種實現多晶型鑄造鎳基高溫合金的同材質無裂紋增材修復方法是 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 的激光熱源在預鋪粉末上反復振鏡掃描，在 IN100、 M247LC等表面上成功制備了一層厚約 1.5 mm的同材 質無裂紋沉積層。Wang 等[49]使用選擇性激光熔化 (SLM)方法進行了 IN738LC 沉積體的試驗參數探索，結果表明，只有極小工藝窗口可獲得無裂紋沉積體， 經過熱處理后的沉積體強度與基材相當。該方法需要采用類似于激光 3D 設備進行，且設備需要前期鋪粉，用于大尺寸及復雜結構部件的修復時操作難度較大。

無論是 GTAW 還是高能束激光、電子束焊接或熔 覆等增材修復工藝中，只有在極低熱輸入的條件下方可減少修復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用于增材修復領域的工程應用難度較大，操作性不強，但探 索與研究仍在積極進行中。在利用激光束或電子束的 選擇性掃描熔覆時，在多次熱循環(huán)后也會出現液化、 應變時效或失塑裂紋，且裂紋極易在大角度平直或三叉晶界處擴展。為了減小晶?；驕p少平直晶界，可以 通過獲得細化晶?；颢@得等軸晶的方法，如逐層改變 熔覆層的熔覆方向、添加形核高熔點相，可顯著細化 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 STAL15-CC 粉末進行沉積 3D 成形，對其組織與熱裂 紋進行了研究。研究發(fā)現，由于電子束掃描導致多層 反復熔化，因選分結晶導致大量低熔點元素向晶界聚焦并且形成粗大柱狀晶，大角度晶界出現凝固裂紋。 通過改變掃描路徑，從而細化沉積體的晶粒，增大了晶界總面積，并降低了熔覆殘余應力，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取向，但對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 變時效裂紋與失塑裂紋的效果不佳，仍需進一步探索。

3.1.5 保護氣氛

鑄造鎳基高溫合金的制造中，要嚴格控制氧、氮 等雜質含量[52]，同樣，在其增材修復過程中，若高溫熔池保護不良，會被嚴重氧化，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]對比了在 Ar 環(huán)境與空氣環(huán)境中IN738 的激光 熔覆增材修復，發(fā)現在空氣環(huán)境下裂紋出現更多且開 裂程度更嚴重。這是由于被氧化的修復區(qū)域，在增材 修復時產生的較大拉應力作用下出現晶界滑移，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，極易導致裂紋產生與擴展，顯著降低鎳基高溫合金的中溫階段的強度與韌性，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致沿晶界開裂的主要機制，即氧原子擴散至裂紋尖端短程范圍內前沿，導致晶界結合力減小，從而加速 裂紋擴展，即氧化物在裂紋之前形成。另一種機制是 由于應力促進晶界氧化，導致氧原子長距離擴散并在裂紋前端出現[55]。 在增材修復時，采用高純氬氣的保護罩[56]、保護氣氛腔室[33]或真空腔室[45]提供保護環(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生 傾向。

3.1.6 后處理

對于增材修復的鑄造鎳基高溫合金，在增材修復 后采用后處理工藝可減少甚至避免微裂紋產生，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、時效熱處理、熱等靜壓（HIP）、噴丸等。

近年來，為了促使鑄造或出現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 SEBM單晶 CMSX-4 鎳基高溫合金的增材制造體進行了 HIP 處理，在高溫高壓作用下微裂紋明顯減少。但對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 SLM 工 藝制備的Rene88DT 增材制造體中裂紋愈合的影響時 發(fā)現，主要是高溫高壓下的裂紋閉合、蠕變與擴散焊機 理導致微裂紋的消失，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 工藝對在增材修復過程中產生的裂紋無法在后期徹底消除，只能輔助閉合 微小裂紋，對消除裂紋效果有限，但因高溫下長時間保溫會導致組織與第二相的粗化。Kalentics 等[58,61]提出了一種與 SLM 復合的激光沖擊噴丸工藝，是利用激光瞬 時能量加熱并瞬時冷卻，達到表面附近轉變?yōu)閴簯κ?微裂紋閉合，該工藝結合 SLM 用于制備 M247LC 鎳基 高溫合金從而實現了消除 95%的微裂紋。

對于現階段的增材修復的后處理工藝，真空固溶 處理、時效熱處理的操作性更強，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。 除了為避免時效裂紋而采用固溶處理時的快速加熱等 方法外，熱處理難以消除已經產生的微裂紋。

3.2 基于材料冶金的裂紋控制

針對鑄造鎳基高溫合金材料增材修復裂紋敏感性 高的特點，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 低強高塑修復材料

常用避免裂紋的方法是采用低強高塑材料如 IN625 等低強度和良好塑性合金[46]的異種熔覆修復方 法。利用強度更低或析出強化相更少的材料可獲得低 強度和良好塑性的修復層，殘余應力也更低，從而降 低裂紋傾向。 Banerjee 等 [62] 采用不同材料焊接 IN738LC 材料時，發(fā)現采用低強度與低硬度的 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″強化的焊材所得 HAZ 裂紋比γ′強化的 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 IN738 進行氬弧焊焊接，結果表明隨著 Al 含量的升高，焊縫硬度升高，HAZ 裂紋傾向增加，特別是液化裂紋數量降低，但無法消除裂紋。Ola 等[64] 對 IN738LC 材料進行激光復合焊接時發(fā)現，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、冷卻過程產生的拉應力越小，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 強化鎳基高溫合金焊接了 IN939，發(fā)現焊縫金屬的硬 度與基材相當，且焊縫含有大量 Al、Ti、Ta 等沉淀強 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，熱影響區(qū)在焊接或焊后 熱處理過程中極易出現熱裂紋或應變時效裂紋，為了避免焊接修復時產生裂紋，采用強度更低的固溶強化焊絲對基材修復，可在一定程度上避免焊接熱影響區(qū) 裂紋的產生，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的裂紋敏感性，但低匹配高溫合金 的高溫強度低，如 IN625 在 982 ℃條件下的高溫抗拉 強度為 35 MPa[66]；且 IN625、IN718 等變形鎳基合金 在過高溫度服役時，會析出嚴重惡化性能的 σ 或 η 相， 高溫長時服役性能難以保證。因此只能在結構不承受 載荷的局部區(qū)域進行修復使用，如靜葉或動葉不受力部位的尺寸恢復，使用范圍極其受限。

3.2.2 共晶回填方法

針對鎳基高溫合金增材修復過程中主要出現的凝 固裂紋與液化裂紋都是因液態(tài)薄膜的形成，并在拉應 力的作用下出現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 液化裂紋的產生。

Alexandrov 等[67]在研究不同含 Cr 量的鎳基固溶 強化材料焊絲的焊接性時，發(fā)現 52MSS 焊絲的熔覆合金成分中共晶相比 52M 更少，產生的裂紋更少，且裂 紋尖端位置出現了因存在富 Nb 共晶相的共晶回填現 象。依據此發(fā)現，為了提供足夠的共晶液相，Tian 等[68-70]在 IN625 焊絲基礎上添加 0.4% B 元素研制 IN625B 焊絲，發(fā)現在利用氬弧焊與激光熔覆工藝進行增材制造時，凝固過程中在晶界上連續(xù)分布的體積分 數為 12%的共晶液相，遠大于 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 相轉變?yōu)?M5B3 顆粒并彌散分布于晶界， 使 IN625B 的強度高于 IN625。但是 IN625B 的高溫強 度仍較低，在 982 ℃條件下的高溫抗拉強度只有 90 MPa，因此也只能用于結構中對性能要求不高區(qū)域的 局部修復，如動葉葉尖、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 含量時可獲 得熔池中大量的共晶液相，利用裂紋回填效應成功實 現了無裂紋的 M247熔覆層，且強度與基材相當。

4 未來的技術與研究熱點

隨著對鑄造鎳基高溫合金增材修復研究的深入，克服或改善在增材修復過程中產生的缺陷的方法與理 論不斷豐富，未來實現無裂紋修復的研究熱點有以下幾個方面：

1) 增材修復中裂紋的形成機制與預防準則。對于 (Al+Ti)含量大于 6%的鑄造鎳基高溫合金，在增材修 復過程中極易出現裂紋。需針對高溫性能更好的這類鎳基高溫合金，進一步深入研究增材修復過程中裂紋 形成機制、預防工藝準則與理論基礎。

2) 增材修復用材料與工藝的設計與優(yōu)化。結合鑄 造鎳基高溫合金的組織-性能-服役環(huán)境的特點，利用 材料基因工程等先進方法設計、制造與優(yōu)化增材修復用材料以及基體材料，同時考慮熔覆材料的密度與修 復層的致密度因素，采用高通量試驗進一步研究與優(yōu) 化防止裂紋與控制組織的增材修復方法，獲得實現無 裂紋、致密且性能良好的增材修復材料與工藝。

3) 增材修復層在服役環(huán)境下的組織與性能演變。 綜合考慮增材修復工藝存在較大溫度梯度、成分與組織不均勻性、應力梯度等特點，研究長時高溫、靜載 荷與動載荷、氧化等耦合環(huán)境下的成分、組織與性能 變化規(guī)律，優(yōu)化設計增材修復工藝與材料。

4) 涂層元素向基體擴散對增材修復層的組織與 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 擴散對增材修復材料的組織與性能的影響規(guī)律與演變機制。