引言

近年來，計(jì)算機(jī)輔助設(shè)計(jì)技術(shù)（ＣＡＤ）的進(jìn)步，推動(dòng)了增材制造（ＡＭ）（又稱 ３Ｄ 打?。┘夹g(shù)的快速發(fā)展。 增材制造技術(shù)是一種基于三維數(shù)字模型，對(duì)產(chǎn)品進(jìn)行建模分層，采用逐層制造方式將材料結(jié)合起來形成產(chǎn)品的工藝，其工藝流程如圖 １ 所示［１］ 。 目前，增材制造技術(shù)被廣泛應(yīng)用于各個(gè)領(lǐng)域（如圖 ２），主要成形的材料有鋁合金、鈦合金、鎳基高溫合金以及陶瓷等［２?３］ 。 金屬材料增材制造技術(shù)依據(jù)其成形原理可分為：激光燒結(jié)式（ＳＬＳ）、熔融沉積式 （ＦＤＭ）、激光熔化式（ＳＬＭ）、激光熔覆沉積（ＬＣＤ）和電子束熔化沉積（ＥＢＭ），其成形工藝對(duì)比見表 １［４］ 。 常用的激光熔覆技術(shù)與選區(qū)激光熔化技術(shù)原理如圖 ３、圖 ４ 所示［５?６］ 。 增材制造所使用的金屬粉末除了需要具備良好的可塑性之外，還必須滿足粉末粒徑細(xì)小、含氧量低、粒度分布區(qū)間較窄、球形度高、流動(dòng)性好和松裝密度高等要求。 當(dāng)前，增材制造能夠應(yīng)用的金屬粉末材料種類包括模具鋼、鎳合金、鈦合金、鋁合金和青銅合金等。 一般情況下，激光選區(qū)熔化成形中所需粉末粒徑在20～45μｍ，而激光熔覆成型中所需粉末粒徑一般在 ９０～１５０ μｍ［７］ 。 目前，等離子旋轉(zhuǎn)電極法（ＰＲＥＰ）、等離子霧化法（ＰＡ）和氣霧化法（ＧＡ）是增材制造用金屬粉末的主要制備方法，三種方法都可以制備球形或者近球形金屬粉末。

相比傳統(tǒng)制造，增材制造具有以下優(yōu)勢(shì)：（１）節(jié)約環(huán)保，沒有邊角料，材料利用率高；（２）可生產(chǎn)形狀結(jié)構(gòu)復(fù)雜的產(chǎn)品；（３）按生產(chǎn)情況所需，即打即用；（４）生產(chǎn)周期短，效率高。

因此，增材制造技術(shù)被廣泛地應(yīng)用于航空航天、醫(yī)療、教育、生活等各個(gè)領(lǐng)域，主要體現(xiàn)在機(jī)械制造領(lǐng)域。 但是，增材制造技術(shù)也存在著以下的問題［８］ ：（１）大部分工藝采用的原料是粉末，其制備要求較高；（２）材料成型的過程比較難控制；（３）所得成形件的精度不高；（４）增材制造過程中的支撐結(jié)構(gòu)制備技術(shù)不成熟；（５） 所應(yīng)用的軟件編程技術(shù)有待進(jìn)一步提高。

1、鎳基高溫合金研究進(jìn)展

鎳基高溫合金是一種在高溫條件下（５４０ ～ １ ０００ ℃ 范圍）具有高強(qiáng)度、抗氧化能力好、蠕變強(qiáng)度和持久強(qiáng)度好以及抗燃?xì)飧g能力的材料。 它是基于 Ｃｒ２０ Ｎｉ８０ 合金發(fā)展起來的，為滿足高溫?zé)釓?qiáng)性和氣體介質(zhì)中的抗氧化和抗腐蝕的要求，加入了大量的強(qiáng)化元素，來保證其優(yōu)越的高溫性能。 鎳基高溫合金憑借其優(yōu)異的綜合性能，被廣泛應(yīng)用于航空航天領(lǐng)域、汽車通訊領(lǐng)域、船舶制造領(lǐng)域等（見圖 ５）。 鎳基高溫合金的開發(fā)和使用開始于 ２０ 世紀(jì) ３０ 年代末期，是基于飛機(jī)對(duì)材料的綜合性能提出更高要求的背景下發(fā)展起來的，英國于 ２０ 世紀(jì) ４０ 年代初率先生產(chǎn)出 ＮＩ７５ 鎳基合金，后來美國和蘇聯(lián)也相繼研制出鎳基高溫合金，中國于 ２０ 世紀(jì) ５０ 年代研制成功。 鎳基合金的發(fā)展包括合金成分的改進(jìn)和生產(chǎn)工藝的創(chuàng)新兩個(gè)方面，真空熔煉技術(shù)的發(fā)展為制備鎳基合金提供了條件。 之后，通過熔模精密鑄造工藝制備了許多具備良好高溫強(qiáng)度的鑄造合金。 鎳基高溫合金種類繁多，已成熟應(yīng)用于 ＳＬＭ 工藝的合金材料有 Ｋ４２０２、ＧＨ３５３６、ＩＮ７３８ＬＣ、ＩＮ６２５、ＩＮ７１８ 五種［９］ 。

未來，鎳基高溫合金的發(fā)展趨向于低成本、高強(qiáng)度、密度小以及抗熱腐蝕性方向。 鎳基高溫合金的發(fā)展有以下幾個(gè)方面［１０］ ：（１）發(fā)展耐腐蝕性能優(yōu)越的單晶合金；（２）保持組織穩(wěn)定性，提高材料強(qiáng)度；（３）降低昂貴金屬元素的添加量，節(jié)約成本；（４）研究發(fā)展密度小的單晶合金。 隨著我國工業(yè)化的進(jìn)步，鎳基高溫合金以其優(yōu)異的性能在航空領(lǐng)域所占比重越來越大，尤其用于制造發(fā)動(dòng)機(jī)受熱部件以及火箭發(fā)動(dòng)機(jī)的各種高溫部件。 隨飛機(jī)發(fā)動(dòng)機(jī)性能要求的提升，對(duì)材料的要求也相應(yīng)提升。 因此，推進(jìn)耐高溫以及耐腐蝕性能的合金發(fā)展對(duì)我國航空事業(yè)的發(fā)展有著重大意義。

2、增材制造鎳基高溫合金研究現(xiàn)狀

激光增材制造對(duì)于鎳基高溫合金的制備具有獨(dú)特的優(yōu)勢(shì)，如生產(chǎn)周期短、成本低以及可進(jìn)行功能預(yù)設(shè)等。 對(duì)于航空發(fā)動(dòng)機(jī)及燃?xì)鈾C(jī)輪中噴嘴、燃燒室等熱段部件以及航天飛行器等復(fù)雜零件的成形制造非常有利［１１］ 。 近年來激光增材制造鎳基高溫合金受到廣大研究人員的關(guān)注，研究熱點(diǎn)主要有以下幾點(diǎn)［１１?１３］ ：（１）激光增材制造過程中凝固組織的變化規(guī)律；（２）激光增材制造過程中工藝參數(shù)與熔池宏觀形態(tài)間的關(guān)系；（３）激光增材制造過程中殘余應(yīng)力的分析探究；（４）激光增材制造過程中的缺陷的探究。 國內(nèi)外的專家對(duì)激光增材制造鎳基高溫合金做了大量的研究，以下對(duì)激光增材制造的鎳基高溫微觀組織以及力學(xué)性能等方面進(jìn)行介紹。

２.１　 微觀組織

２.１.１　 ３Ｄ 打印沉積態(tài)的微觀組織

目前，應(yīng)用增材制造工藝制備鎳基高溫合金較為普遍，最常用的方法主要有 ＳＬＭ 和 ＬＣＤ 技術(shù)兩種。 增材制造技術(shù)制備的鎳基高溫合金與傳統(tǒng)制造所得合金在微觀組織以及 性能上差異較大。 通過不斷調(diào)整工藝參數(shù)探究增材制造制備的鎳基高溫合金的微觀組織以及缺陷變化，尋求最優(yōu)化的制造工藝，來提高增材制造鎳基高溫合金的應(yīng)用性能。

金屬增材制造沉積過程中，高能量激光束熔化金屬粉末，掃描過程中會(huì)形成熔池特征。 激光束光斑直徑在微米尺度，故熔池尺寸也在微米等級(jí)。 且成形過程中移動(dòng)速度較快，激光束能量集中，熔池附近溫度梯度高，熔池冷卻很快，晶粒沒有充裕的時(shí)間長(zhǎng)大。 熔池與金屬粉末、已凝固區(qū)以及周圍氣體存在熱傳導(dǎo)、熱對(duì)流等，故散熱方向復(fù)雜多樣。 因 此，增材制造過程顯微組織的形成極其復(fù)雜，與傳統(tǒng)工藝產(chǎn)品的微觀組織差異較為顯著。 增材制造鎳基高溫合金零件沉積態(tài) 形 貌 一 般 為 典 型 的 魚 鱗 狀 相 互 搭 接 的 熔 池 形 貌。

圖 ６［１４］ 為 ＳＬＭ 工藝制備 Ｈａｓｔｅｌｌｏｙ Ｘ 合金縱向和橫向截面的微觀組織，從圖中可以觀察到沿沉積方向熔池層疊，呈魚鱗狀。 這種魚鱗狀形貌的形成的原因［１５］ 是：每根熔線截面受激光熔化本道熔線的形貌和相鄰下一道熔線形成過程的影響，下一道熔線成型前，當(dāng)前熔線的底部呈碗狀，而頂部的形狀受到液態(tài)表面張力以及底部熔池熔液的粘附力共同作用，一般呈弧形。 當(dāng)下一道熔線成型后，依據(jù)掃描的方向，前一道熔線的部分形貌因部分重熔而被后一道熔線擦除，擦除部分的多少取決于掃描間距的大小，掃描間距越小，擦除部分越多，最終會(huì)形成魚鱗片狀單層結(jié)構(gòu)。

實(shí)際應(yīng)用過程中，晶粒的取向?qū)饘倭慵氖褂眯阅苡兄浅Ｖ匾挠绊憽?增材制造鎳基高溫合金零件的晶粒主要包括柱狀晶粒和部分的等軸晶粒。 陳夢(mèng)洋等［１６］ 對(duì)增材制造的 ＦＧＨ９６ 高溫合金成形件進(jìn)行了顯微組織觀察，發(fā)現(xiàn)其組織基本上為柱狀晶組織，接近表面處有細(xì)小的等軸晶生成，這種典型的組織在相關(guān)文獻(xiàn)中已經(jīng)得到證實(shí)［１７］ 。 利用 ＥＢＳＤ技術(shù)進(jìn)一步分析發(fā)現(xiàn)，當(dāng)打印的材料厚度不同時(shí)，其組織結(jié)構(gòu)也并不相同。 當(dāng)厚度為 ２ ｍｍ 時(shí)，主要以柱狀晶為主，大部分為立方織構(gòu)｛００１｝〈１００〉；當(dāng)厚度為 ５ ｍｍ 時(shí)，主要為柱狀晶和等軸晶，柱狀晶區(qū)域織構(gòu)主要是｛００１｝〈１２０〉和｛００１｝〈２３０〉，等軸晶織構(gòu)主要為｛１１３｝〈１４１〉。 增材制造合金組織中柱狀晶和等軸晶的形成過程主要為掃描速度快，殘留于沉積層的熱量來不及擴(kuò)散出去，前一層對(duì)下一層沉積起到了高溫回火的作用。 隨著沉積層厚度的增加，熱量逐漸積累，試樣整體溫度升高，對(duì)后一層回火溫度越高，所以后一層的組織以柱狀晶方式生長(zhǎng)。 當(dāng)沉積接近頂層，試樣接觸空氣產(chǎn)生急冷效果，進(jìn)而導(dǎo)致表面形成了細(xì)小的等軸晶。

目前，對(duì)于增材制造鎳基高溫合金的研究發(fā)現(xiàn)，形成的晶粒尺寸除柱狀晶區(qū)外，還存在細(xì)晶區(qū)和粗糙蜂窩狀晶區(qū)，結(jié)果如圖 ７ 所示［１８］ 。 這種現(xiàn)象是因?yàn)殡S著激光能量的輸入，粉末熔化形成細(xì)小的晶粒，并且掃描過程中出現(xiàn)重熔區(qū)，使得高能量輸入?yún)^(qū)域的亞晶胞狀組織長(zhǎng)大成蜂窩狀的粗糙胞狀組織，而另一部分晶粒在負(fù)溫度梯度下沿粗糙界面長(zhǎng)大成柱狀晶。

晶體的各向異性是由于沿晶格的不同方向，原子排列的周期性和疏密程度的不同，導(dǎo)致晶體在不同方向的物理化學(xué)特性也不同而產(chǎn)生的持征。 晶體的各向異性具體表現(xiàn)在不同方向上的彈性模量、硬度、屈服強(qiáng)度等的差異。 增材制造技術(shù)因其本身工藝的特點(diǎn)，晶體的各向異性特征也非常顯著。 Ｃｈｏｉ等［１９］ 利用 ＳＬＭ 技術(shù)制備了 ＩＮ７１８ 試樣，利用掃描電鏡對(duì)試樣的 ＸＺ 平面微觀組織進(jìn)行分析，發(fā)現(xiàn)熔池中間為柱狀晶粒，柱狀晶粒的生長(zhǎng)方向與熔池冷卻的方向基本相同，這與熔池凝固過程中的熱流方向和凝固冷卻溫度梯度有關(guān)。 熔池邊緣存在等軸晶粒，且晶體取向具有多種，其原因是［９］ ：其一，打印過程中熔池邊緣位置發(fā)生重熔，導(dǎo)致晶粒生長(zhǎng)方向隨熱流方向的變化發(fā)生改變；其二，熔池邊緣雜質(zhì)富集，使得晶粒生長(zhǎng)為異向的等軸晶小顆粒。

此外，一些學(xué)者對(duì)增材制造合金的顯微組織進(jìn)行分析時(shí)，在層與層之間的組織中還觀察到層帶結(jié)構(gòu)，如圖 ８ 所示［２０］ 。有研究認(rèn)為成形件底部形成的層帶組織是在高溫度梯度及低凝固速度下平界面凝固生長(zhǎng)的結(jié)果，成形件中部的層帶結(jié)構(gòu)則是平界面生長(zhǎng)受到擾動(dòng)失穩(wěn)所導(dǎo)致的［２１］。

增材制造制備鎳基高溫合金過程中冷卻速度很快，最初形成 γ 枝晶干，溶質(zhì)元素不斷進(jìn)入枝晶間的液相中，出現(xiàn)成分過冷與枝晶偏析現(xiàn)象，故枝晶間會(huì)產(chǎn)生許多低熔點(diǎn)共晶相。

通常情況下，共晶反應(yīng)首先發(fā)生，形成一次碳化物 ＭＣ，凝固最后階段發(fā)生 Ｌ→γ＋Ｌａｖｅｓ 共晶反應(yīng)，生成大量的 γ／ Ｌａｖｅｓ 共晶。在增材制造過程中，復(fù)雜的熱循環(huán)會(huì)對(duì)已沉積層產(chǎn)生熱處理效應(yīng)，造成共晶產(chǎn)物進(jìn)一步發(fā)生固態(tài)相變，析出碳化物以及 δ相等。 呂豪等［２２］ 對(duì) １０ ｍｍ／ ｓ 的沉積速度下的 ＧＨ４０９９ 合金微觀組織進(jìn)行了觀察，并對(duì) ＧＨ４０９９ 合金沉積態(tài)的析出相進(jìn)行了分析，發(fā)現(xiàn)了枝晶之間存在明顯的白亮色相，如圖 ９ 所示。 利用能譜儀對(duì)其進(jìn)行研究，結(jié)果表明，白亮色的相為 γ?γ′共晶相，是 Ａｌ 和 Ｔｉ 元素在枝晶間產(chǎn)生了明顯的偏析所造成的。

Ｃｈｌｅｂｕｓ 等［２３］ 對(duì) ＳＬＭ 技術(shù)制備的 ＩＮ７１８ 試樣的微觀相分布進(jìn)行分析時(shí)，發(fā)現(xiàn)了脆性 δ?Ｎｉ３Ｎｂ 相和 Ｌａｖｅｓ 相，以及在枝晶結(jié)構(gòu)間離散分布的溶質(zhì)元素。 此現(xiàn)象出現(xiàn)在多熔道的重熔區(qū)域或凝固層的層間重疊區(qū)域，主要是由于 Ｎｂ 和 Ｍｏ 元素在熔池固化的過程中會(huì)發(fā)生微觀偏聚而形成的，這在一定程度上會(huì)造成成形件的殘余應(yīng)力，進(jìn)而影響成形件的性能。 Ｂｒｙｎｋ 等［２４］向 ＩＮ７１８ 合金粉末中添加了不同質(zhì)量分?jǐn)?shù)的 Ｒｅ 金屬元素，利用透射電子顯微鏡分析了增材制造所得成形件的微觀組織，結(jié)果如圖 １０ 所示。 他們發(fā)現(xiàn)添加適量的 Ｒｅ 能使 ＩＮ７１８ 零件經(jīng)熱處理后的樹枝狀晶粒更細(xì)，但過量會(huì)導(dǎo)致有害相 Ｌａｖｅｓ 相和碳化物的增加，在難溶部分的 Ｒｅ 附近形成許多位錯(cuò)。

傳統(tǒng)鑄造工藝成形的鎳基高溫合金組織形貌以粗大的枝狀晶狀結(jié)構(gòu)為主，需要通過鍛壓消除顆粒晶界、壓碎枝晶，使得晶粒細(xì)化為等軸晶結(jié)構(gòu)達(dá)到 ＳＬＭ 凈成形合金晶粒大小水 平。 增材制造鎳基高溫合金成形件的組織，其形貌為典型的魚鱗狀相互搭接的熔池形貌，晶粒以具有顯著外延性特征的柱狀晶和等軸晶為主，組織中也存在一些偏析所致的脆性 δ?Ｎｉ３Ｎｂ 相和 Ｌａｖｅｓ 相，這些相的存在降低了成形件的性能。

２.１.２　 后處理的組織特征

為了減少或消除增材制造后零件的微觀和宏觀缺陷，提高其綜合性能，進(jìn)行后處理是很有必要的。 目前，普遍應(yīng)用的后處理方法主要有熱等靜壓處理（ＨＩＰ）、固溶處理（ＳＴ）和時(shí)效處理（ＡＴ）。 一般情況下，可結(jié)合兩種或兩種以上的處理方法對(duì)材料微觀組織進(jìn)行改善。 對(duì)于增材制造所得試樣，選擇合理的后處理工藝能夠極大地改善合金的組織，進(jìn)一步提高成形件的性能。

熱等靜壓處理的基本原理是以氣體或液體作為壓力介質(zhì)，使材料在加熱過程中經(jīng)受各向均衡的壓力，借助于高溫與高壓的共同作用促進(jìn)材料致密化和元素?cái)U(kuò)散。 熱等靜壓技術(shù) 最顯著的特點(diǎn)是可使處理后的材料仍保持細(xì)晶粒的晶體結(jié)構(gòu)。

經(jīng)過熱等靜壓處理后，熔池邊界消失，微觀組織中枝狀晶發(fā)生溶解并呈現(xiàn)均勻化，形成等軸晶，如圖 １１ 所示［２５］ 。 李雅莉等［２６］ 對(duì)ＳＬＭ 制備的 Ｈａｓｔｅｌｌｏｙ Ｘ 合金試樣經(jīng)過熱等靜壓（１ １７５ ℃，１５０ ＭＰａ，１ ｈ，爐冷）處理后的微觀組織進(jìn)行了觀測(cè)。 研究發(fā)現(xiàn)經(jīng)過熱等靜壓后，熔池形貌消失，裂紋愈合。 同時(shí)微觀組織演變?yōu)榈容S晶，且晶界及晶內(nèi)溶質(zhì)元素?cái)U(kuò)散并聚合，形成了較多的析出物。 張永志等［１５］ 對(duì) ＳＬＭ 制備哈氏合金試樣做了熱處理＋熱等靜壓處理，研究了橫向和縱向截面的晶粒形態(tài)，發(fā)現(xiàn)縱向截面中部分晶粒為柱狀晶態(tài)，而橫向截面中晶?；緸榈容S晶組織，且橫向和縱向截面存在一定量的細(xì)晶區(qū)，這是因?yàn)樵跓岬褥o壓再結(jié)晶過程中，晶粒之間或晶粒與周圍粗晶的取向差異較大，部分細(xì)晶不能充分合并長(zhǎng)大，導(dǎo)致熱等靜壓后仍存在少量相對(duì)較細(xì)的晶粒。

固溶處理是將合金加熱到合理的溫度范圍之內(nèi)，促進(jìn)溶質(zhì)原子充分溶解于固溶體之中，進(jìn)而使得固溶體產(chǎn)生畸變，增大位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)阻力，使得合金得到強(qiáng)化。 呂豪等［２２］ 對(duì)激光增材制造 ＧＨ４０９９ 合金沉積態(tài)試樣進(jìn)行了固溶處理（１ １２０ ℃，２ ｈ），研究表明，在固溶處理過程中發(fā)生了明顯的再結(jié)晶，柱狀晶內(nèi)部的枝晶形貌消失，轉(zhuǎn)變?yōu)榧?xì)小的等軸晶組織，且在等軸晶內(nèi)部存在許多孿晶界。 利用掃描電鏡進(jìn)一步觀察，發(fā)現(xiàn)枝 晶 間 的 初 生 相 發(fā) 生 了 明 顯 的 回 溶 反 應(yīng)，相 的 尺 寸 從１０ μｍ下降到了 ２００ ｎｍ 左右，如圖 １２ 所示。 這是由于在凝固過程中 Ａｌ 和 Ｔｉ 等元素偏析到枝晶間形成尺寸較大的初生相，導(dǎo)致沉積態(tài)組織中存在微觀偏析現(xiàn)象，形成了枝晶亞結(jié)構(gòu)；而高溫固溶過程也是一個(gè)均質(zhì)化的過程，可以明顯地消除組織中的偏析，使初生相發(fā)生回溶，尺寸有所降低，而且 Ａｌ和 Ｔｉ 等元素在經(jīng)過固溶處理后充分固溶在 γ 基體中，這使得 存在于沉積態(tài)中的枝晶亞結(jié)構(gòu)也會(huì)消失。

時(shí)效處理主要是經(jīng)時(shí)效處理使得飽和固溶體中的合金元素彌散析出在合金基體中，從而形成部分體積較小的溶質(zhì)原子富集區(qū)，進(jìn)而形成沉淀相，此沉淀相能有效阻止位錯(cuò)和晶界的運(yùn)動(dòng)，改善組織，對(duì)合金起到強(qiáng)化作用。 然而，單一的時(shí)效處理對(duì)組織的改善并不理想，目前應(yīng)用較為廣泛的是固溶＋時(shí)效處理方法。 鄧曉陽等［２７］ 對(duì) ＳＬＭ 工藝制備的 ＩＮ７１８合金進(jìn)行了固溶＋雙級(jí)時(shí)效處理（９４０ ℃×１ ｈ，空冷＋７２０ ℃ ×８ ｈ，５６ ℃ ／ ｈ 爐冷到 ６２０ ℃后保溫 ８ ｈ），發(fā)現(xiàn)處理后合金在晶內(nèi)和晶界析出了短棒狀和針狀兩種不同形貌的相，利用 ＥＤＳ分析發(fā)現(xiàn)這兩種相均為 δ 相。 合金中晶界短棒狀 δ 析出相在固溶過程中析出，而晶內(nèi)針狀 δ 析出相在時(shí)效過程中析出。 利用 ＴＥＭ 與電子衍射對(duì)試樣進(jìn)一步觀察分析，結(jié)果如圖 １３ 所示，發(fā)現(xiàn)還存在圓盤狀 γ″相和黑點(diǎn)狀 γ′相，這些析出相強(qiáng)化了合金的性能。

黃文普等［２８］ 利用 ＳＬＭ 技術(shù)制備了 Ｋ４２０２ 合金并進(jìn)行了固溶＋時(shí)效處理（１ １２５ ℃保溫 ４ ｈ，空冷至 ８２５ ℃保溫 ５ ｈ 再空冷至室溫）， 結(jié)果表明成形態(tài)組織主要為 γ 相， 經(jīng)固溶＋時(shí)效和時(shí)效處理后，γ′相大量析出。 通過 ＸＲＤ 對(duì)不同后處理狀態(tài)下的試樣進(jìn)行分析發(fā)現(xiàn)，試樣中均存在 ＣｒＮｉ、Ｎｉ３（Ａｌ，Ｔｉ）、

Ｃｒ２Ｎｉ３、Ｎｉ１７ Ｗ３ 以及 ＭｏＮｉ４ 這幾種物相。 其中基體 γ 相為ＣｒＮｉ，構(gòu)成 Ｎｉ?Ｃｒ 基固溶體；γ′相為 Ｎｉ３ （Ａｌ，Ｔｉ）；而 Ｃｒ２Ｎｉ３、Ｎｉ１７Ｗ３和 ＭｏＮｉ４ 為合金中的屬間化合物。

經(jīng)過后處理之后，增材制造所得零件的組織呈現(xiàn)均勻化，熔池邊界消失，晶粒轉(zhuǎn)變成細(xì)小的等軸晶，組織中含有較多不同形貌的 δ 析出相，晶粒的長(zhǎng)大被抑制，固溶＋時(shí)效處理 后，γ′相和 γ″相的析出強(qiáng)化了合金的性能，脆性 Ｌａｖｅｓ 相得到了完全溶解，且 ＭＣ 碳化物增加，后處理后組織的變化使得成形件的綜合性能得到充分改善，滿足了復(fù)雜條件下樣件應(yīng)用標(biāo)準(zhǔn)。

２.２　 力學(xué)性能

力學(xué)性能是鎳基高溫合金的一個(gè)應(yīng)用的重要指標(biāo)，包括強(qiáng)度、延伸率及硬度等。 表2簡(jiǎn)要概述了通過不同材料和工藝所獲得的最高可實(shí)現(xiàn)的力學(xué)性能［２９］ 。 ＸＹ 是指平行于構(gòu)建平臺(tái)構(gòu)建的拉伸試樣，而 Ｚ 是指垂直于構(gòu)建平臺(tái)構(gòu)建的拉伸試樣。 在參考平面的橫截面上測(cè)試樣品的硬度。 由 ＳＬＭ制造的鎳基高溫合金零件經(jīng)后處理后其力學(xué)性能得到了極大的改善，表 ３ 簡(jiǎn)要概括了 ＳＬＭ 成形的各種鎳基高溫合金經(jīng)后處理后的力學(xué)性能。

２.２.１　 顯微硬度

硬度通常定義為材料抵御硬且尖銳的物體所施加的壓力而產(chǎn)生永久壓痕的能力。 材料的硬度是材料重要的力學(xué)性能之一。 不同于拉伸性能的各向異性，增材制造制備的試樣在沉積方向或垂直于沉積方向上的硬度差異比較小。 趙衛(wèi)衛(wèi)等［３０］ 對(duì)激光立體成形 ＩＮ７１８ 沉積態(tài)的顯微硬度做了測(cè)試。 圖 １４ 為顯微硬度沿沉積方向的變化情況，可以發(fā)現(xiàn)沿沉積方向，從底部到表層硬度分布較為均勻。

增材制造制備的試樣存在各種類型的缺陷，會(huì)對(duì)沉積態(tài)的硬度造成不同程度的影響。 因此，選擇合適的后處理工藝能夠進(jìn)一步提高試樣的硬度。 黃文普等［２８］ 對(duì) ＳＬＭ 制備的Ｋ４２０２ 合金，在沉積態(tài)，固溶＋時(shí)效（１ １２５ ℃ ／４ ｈ，空冷至 ８２５ ℃，保溫 ５ ｈ 再空冷至室溫）和時(shí)效處理（８２５ ℃ ／５ ｈ，然后空冷至室溫）三組試樣的顯微硬度進(jìn)行了測(cè)試，結(jié)果如圖 １５ 所示。 研究發(fā)現(xiàn)，熱處理后的 Ｋ４２０２ 試樣的硬度明顯高于沉積態(tài)，且時(shí)效處理的硬度略高于固溶＋時(shí)效處理的試樣。 其原因是在熱處理過程中合金中的 γ′相從過飽和的 γ 相中析出，γ′相有效地提高了試樣的顯微硬度。 而固溶＋時(shí)效過程中再結(jié)晶的發(fā)生使得晶格畸變和位錯(cuò)減少，晶粒發(fā)生長(zhǎng)大，因此固溶＋時(shí)效處理后試樣的顯微硬度略低于時(shí)效處理的試樣，文獻(xiàn)［３１］也證明了這一點(diǎn)。

２.２.２　 拉伸性能

增材制造鎳基高溫合金相比于傳統(tǒng)的鑄態(tài)或鍛態(tài)，其顯微組織有著很大的差異， 因而材料的力學(xué)性能也不同。 大量研究表明，增材制造技術(shù)制備的試樣拉伸性能優(yōu)于傳統(tǒng)的鑄 造合金。 如表 ４ 所示，為 ＳＬＭ 制備的 Ｋ４２０２ 試樣的拉伸性能測(cè)試結(jié)果，結(jié)果表明 Ｋ４２０２ 合金 ＳＬＭ 成形態(tài)試樣的拉伸強(qiáng)度和塑性明顯優(yōu)于傳統(tǒng)鑄造合金。

由于增材制造工藝本身的特點(diǎn)，所制備的合金材料顯微組織存在著各向異性，其不同方向的拉伸性能也有所不同。 劉凱等［３２］ 對(duì) ＳＬＭ 成形的 ＧＨ３５３６ 試樣以 １ ｍｍ／ ｍｉｎ 的速率在常溫下進(jìn)行了橫向與縱向拉伸實(shí)驗(yàn)（結(jié)果如表 ５ 所示），研究發(fā)現(xiàn)縱向試樣的拉伸性能優(yōu)于橫向，試樣性能存在各向異性。 通過對(duì)增材制造試樣顯微組織形貌的分析可知，縱向試樣的魚鱗狀熔池堆疊層數(shù)多于橫向，縱向試樣同層的條狀熔池延伸距離比橫向試樣短，而橫向和縱向顯微組織之間的差異性，是造成試樣縱向和橫向拉伸性能差別的主要原因。

前已述及，因增材制造加工過程中冷卻速率極快，沉積態(tài)的晶粒以具有顯著外延性特征的柱狀晶和等軸晶為主，組織中存在偏析所致的脆性 δ?Ｎｉ３Ｎｂ 相和 Ｌａｖｅｓ 相。 此外，合金內(nèi)部存在的微裂痕和宏觀方面試樣的殘余內(nèi)應(yīng)力等因素，致使合金性能較低，選用合理的熱處理工藝能夠進(jìn)一步提高材料的性能。 固溶處理、時(shí)效處理等能夠改善合金組織，對(duì)合金拉伸性能有著不同程度的提高。 左蔚等［３３］ 研究了三種熱處理?xiàng)l件（固溶、固溶＋時(shí)效、直接時(shí)效）下 ＳＬＭ 成形 Ｋ４２０２高溫合金拉伸性能，如表 ６ 所示。 研究發(fā)現(xiàn)直接時(shí)效熱處理可以獲得優(yōu)于傳統(tǒng)固溶＋時(shí)效熱處理制得的室溫拉伸性能，熱處理后抗拉強(qiáng)度達(dá) １ ３２０．６ ＭＰａ，比沉積態(tài)提高了約 ４３％。

時(shí)效處理后試樣拉伸性能較高是因?yàn)闀r(shí)效處理后試樣晶粒的尺寸和形貌相對(duì)于沉積態(tài)變化不大，保留了大量的位錯(cuò)和晶界，阻礙了位錯(cuò)和滑移，使其強(qiáng)度得到提高。

通過分析不同的研究發(fā)現(xiàn)，相比于沉積態(tài)的力學(xué)性能，經(jīng)過不同條件下熱處理后的成形件各項(xiàng)力學(xué)性能（屈服強(qiáng)度、抗拉強(qiáng)度、硬度等）均能達(dá)到或超過鍛件的標(biāo)準(zhǔn)，強(qiáng)度相比于沉積態(tài)零件有不同程度的提高。 相比于直接沉積的成形件，經(jīng)過后處理后零件的綜合性能有了較大的提升，可以滿足不同領(lǐng)域的應(yīng)用要求。

3、 現(xiàn)存難點(diǎn)

３.１　 殘余應(yīng)力

殘余應(yīng)力的定義是材料內(nèi)部處于平 衡 狀 態(tài) 的 靜 態(tài) 應(yīng)力［３４］ 。 在增材制造過程中，局部快熱或者快冷會(huì)產(chǎn)生較大的溫度梯度，很容易形成熱應(yīng)力殘留在成形件內(nèi)部。 在特定的條件下殘余應(yīng)力釋放時(shí)，會(huì)導(dǎo)致材料產(chǎn)生裂紋，影響材料的綜合性能。 殘余應(yīng)力的產(chǎn)生因素主要有塑性變形、溫度梯度和固態(tài)相變，通常殘余應(yīng)力的產(chǎn)生綜合了這幾種因素。 激光成形加熱與冷卻速度都極快，在激光增材制造加熱過程中，不同位置溫度不同，熔化不同步，冷卻過程中凝固不同步，使得不同位置的膨脹與收縮具有不一致性，從而產(chǎn)生熱應(yīng)力。

在激光增材制造成形過程中出現(xiàn)或是在成形完成后馬上出現(xiàn)的缺陷，主要與熱應(yīng)力有關(guān)［３５］ 。 金屬激光增材制造過程中，應(yīng)力的產(chǎn)生和演變規(guī)律與焊接過程相似，但由于激光增材多層堆積過程中各種條件的差異會(huì)使冷卻過程不同，熱過程差異造成應(yīng)力演化、分布更加復(fù)雜，使得增材制造在逐層處理過程引入的殘余應(yīng)力既復(fù)雜又比較大。 通常，增材制造制備的成形件內(nèi)部并不希望存在殘余應(yīng)力，因?yàn)樗鼤?huì)降低成形件的疲勞性能與拉伸性能，最終導(dǎo)致成形件產(chǎn)生幾何變形［３６］ 和裂紋。

目前，對(duì)控制和減少增材制造制備成形件中的殘余應(yīng)力方面已經(jīng)做了大量的研究［３７?３９］ 。 圖 １６［４０］ 為不同的殘余應(yīng)力測(cè)試技術(shù)對(duì)應(yīng)的測(cè)試深度和分辨率。 對(duì)于高溫合金盤鍛件，需要測(cè)試分析距表層 １０ ｍｍ 甚至更深的內(nèi)部殘余應(yīng)力，分辨率要求為 ｍｍ 級(jí)，因此主要方法包括中子衍射法（Ｎｅｕｔｒｏｎ ｄｉｆ?ｆｒａｃｔｉｏｎ）、 輪 廓 法 （ Ｃｏｎｔｏｕｒ ｍｅｔｈｏｄ）、 深 孔 法 （ Ｄｅｅｐ?ｈｏｌｅｄｒｉｌｌｉｎｇ）和超聲法（Ｕｌｔｒａｓｏｎｉｃ）。

因此，殘余應(yīng)力的控制與消除決定著激光增材制造成形件質(zhì)量的優(yōu)劣。 增材制造主要分為預(yù)熱、沉積、后處理三個(gè)部分，殘余應(yīng)力的形成與這幾個(gè)過程都存在一定的關(guān)系。 通 常，對(duì)基板在 １５０～４００ ℃進(jìn)行預(yù)熱可以減少成形件中的殘余應(yīng)力［４１］ 。 沉積部分主要是工藝參數(shù)的選擇，合理的工藝參數(shù)能夠有效地減少成形件的殘余應(yīng)力［４２］ 。 近年來科研專家還提出了許多后處理工藝方法以減少殘余應(yīng)力。 通過熱處理來降低材料殘余應(yīng)力的方法有熱等靜壓法、退火與固溶時(shí)效處理方式。 楊啟云等［４３］ 測(cè)試了選區(qū)激光熔化制備 ＩＮ６２５ 合金退火（１ １４０ ℃，２ ｈ）前后的表面殘余應(yīng)力，發(fā)現(xiàn)殘余應(yīng)力由退火前的398ＭＰａ 減小到242ＭＰａ，降低了39.2%。 除此

之外，目前常用的有效調(diào)控方法還有以下幾種：選擇適當(dāng)沉積方式；采用與打印材料同材質(zhì)基材，減小熱導(dǎo)率和熱膨脹系數(shù)差而產(chǎn)生的殘余應(yīng)力；采用機(jī)械約束，對(duì)成形過程中產(chǎn) 生的翹曲變形進(jìn)行嚴(yán)格控制等。 目前對(duì)增材制造中殘余應(yīng)力的演化規(guī)律的認(rèn)識(shí)還存在不足，需要進(jìn)一步探索更加簡(jiǎn)便、高效的處理方法以降低成形件中的殘余應(yīng)力。

３.２　 孔隙

孔隙現(xiàn)象在增材制造成形件中普遍存在，它對(duì)成形件的綜合性能有著極其重要的影響［３４］ 。 孔隙是在材料成形過程之中形成的，熔池內(nèi)的氣體在材料快速熔化和凝固時(shí)因來不及排出而殘留于成形件內(nèi)形成氣孔，其形狀通常為規(guī)則的球形且尺寸較?。郏矗矗?。 除此之外，霧化制備粉體材料時(shí)內(nèi)部會(huì)不可避免地混入少量的保護(hù)氣體［４５］ 。 在增材制造過程中，粉末熔化使得氣體釋放，若來不及排出則會(huì)在成形件內(nèi)部形成氣孔從而產(chǎn)生孔隙現(xiàn)象。 成形件內(nèi)的氣孔、裂紋與應(yīng)力等都對(duì)孔隙的形成有一定影響。

目前，針對(duì)孔隙現(xiàn)象許多科研專家也提出了同的控制方法。 研究發(fā)現(xiàn)，實(shí)驗(yàn)前對(duì)基板進(jìn)行預(yù)熱可以減小與熔池之間的溫度梯度，降低熔池的冷卻速度使氣體能夠排除，以達(dá)到 減小成形件孔隙度的目的［４６］ 。 在增材制造過程中，選擇合理的工藝參數(shù)對(duì)于減少成形件的孔隙度也有極其重要的作用。

此外，采用熱等靜壓對(duì)成形件進(jìn)行后處理，也能減少成形件的孔隙度。 Ｌｉ 等［４７］ 對(duì) ＳＬＭ 制備的哈氏合金做了熱等靜壓處理，結(jié)果證明熱等靜壓能夠有效地減少 ＳＬＭ 成形件中的微裂紋和孔隙等缺陷，Ｔｏｍｕｓ 等［２５］ 的研究結(jié)果也證明了這一點(diǎn)。

未來，對(duì)于孔隙率的控制仍需要進(jìn)一步研究，對(duì)孔隙的處理方法需要進(jìn)行針對(duì)性的探究。

３.３　 微觀結(jié)構(gòu)的各向異性

一般而言，增材制造技術(shù)制備的成形件為柱狀晶結(jié)構(gòu)，且晶粒穿過多個(gè)熔覆層向上延伸。 較快的凝固速度以及垂直于基材方向的熱損失使得晶粒在粉床中外延生長(zhǎng)。 在選區(qū)激光增材制造制備的構(gòu)件中可以觀察到一些可變性的結(jié)構(gòu)，這是通過使用棋盤式掃描策略導(dǎo)致形成嵌入在主要柱狀晶區(qū)域中的近等軸晶區(qū)域［４８］ 。 更重要的是，由于該工藝的反 復(fù)加熱性質(zhì)，顯微組織在幾十微米尺度上也表現(xiàn)出不均勻性，這表現(xiàn)在所見的“魚鱗”形貌和晶粒結(jié)構(gòu)或偏析上的不均勻性［１７，４９］ 。 晶粒結(jié)構(gòu)中的各向異性本身不是問題，但是我們期望可以通過控制晶粒的各向異性來獲得某些特定的力學(xué)性能，比如定向澆鑄（Ｄｉｒｅｃｔｉｏｎａｌｌｙ ｃａｓｔ， ＤＳ）獲得結(jié)構(gòu)的方向性。 通過調(diào)控工藝參數(shù)進(jìn)而實(shí)現(xiàn)對(duì)晶粒尺寸和晶體取向的控制，增材制造技術(shù)在這方面具有很大的潛力。 但目前關(guān)于這方面的研究還非常少，其潛力還尚未被充分發(fā)掘，需要進(jìn)一研究。

與微觀結(jié)構(gòu)相關(guān)的另一個(gè)難點(diǎn)是結(jié)構(gòu)中快速凝固副產(chǎn)物的亞穩(wěn)態(tài)性質(zhì)。 大多數(shù)鎳基高溫合金增材制造成形件的結(jié)構(gòu)要么表現(xiàn)出一定程度的枝晶間偏析，要么顯現(xiàn)出其它不希望出現(xiàn)的凝固誘導(dǎo)相（如 Ｌａｖｅｓ 相）［５０］ 。 因此，通常需要后處理來修復(fù)增材制造工藝引起的缺陷。 除了固溶和時(shí)效熱處理外，還可以產(chǎn)生一定尺寸和比例的沉淀物來提高材料的高溫特性。 然而，這些后處理操作會(huì)進(jìn)一步增加增材制造工藝的成本，降低它們的吸引力。

4、結(jié)語

本文簡(jiǎn)述了激光增材制造的各種技術(shù)以及鎳基高溫合金的研究進(jìn)展，綜述了增材制造鎳基高溫合金成形件后處理前后的組織特征以及力學(xué)性能。

本文闡述了增材制造鎳基高溫合金成形件存在的缺陷及其形成的機(jī)理，概括了目前研究中針對(duì)這些缺陷所提出的解決方案，為后續(xù)的研究提供參考。

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【30】Ｚｈａｏ Ｗ Ｗ， Ｌｉｎ Ｘ， Ｌｉｕ Ｆ Ｃ， ｅｔ ａｌ． Ｃｈｉｎｅｓｅ Ｊｏｕｒｎａｌ ｏｆ Ｌａｓｅｒｓ， ２００９， ３６（１２）， ３２２０ （ｉｎ Ｃｈｉｎｅｓｅ）． 趙衛(wèi)衛(wèi)， 林鑫， 劉奮成，等．中國激光 ， ２００９， ３６（１２）， ３２２０．

【31】 Ｐａｎｇ Ｘ Ｔ， Ｃｈｅｎｇ Ｘ， Ｔｉａｎ Ｘ Ｊ， ｅｔ ａｌ． Ｒａｒｅ Ｍｅｔａｌ Ｍａｔｅｒｉａｌｓ ａｎｄ Ｅｎｇｉｎｅｅ?ｒｉｎｇ， ２０１９（５）， １６１５（ｉｎ Ｃｈｉｎｅｓｅ）． 龐小通， 程序， 田象軍， 等．稀有金屬材料與工程 ， ２０１９（５）， １６１５．

【32】Ｌｉｕ Ｋ， Ｗａｎｇ Ｒ， Ｑｉ Ｈ， ｅｔ ａｌ． Ｐｈｙｓｉｃａｌ Ｔｅｓｔｉｎｇ ａｎｄ Ｃｈｅｍｉｃａｌ Ａｎａｌｙｓｉｓ（Ｐａｒｔ Ａ：Ｐｈｙｓｉｃａｌ Ｔｅｓｔｉｎｇ）， ２０１９， ５５（１）， １５（ｉｎ Ｃｈｉｎｅｓｅ）． 劉凱， 王榮， 祁海， 等．理化檢驗(yàn)：物理分冊(cè) ， ２０１９， ５５（１）， １５．

【33】Ｚｕｏ Ｗ， Ｚｈａｎｇ Ｑ Ｍ， Ｌｅｉ Ｙ， ｅｔ ａｌ． Ｊｏｕｒｎａｌ ｏｆ Ｒｏｃｋｅｔ Ｐｒｏｐｕｌｓｉｏｎ， ２０１７，４３（３）， ５３ （ｉｎ Ｃｈｉｎｅｓｅ）． 左蔚， 張權(quán)明， 雷玥， 等．火箭推進(jìn) ， ２０１７， ４３（３）， ５３．

【34】Ｙａｏ Ｙ Ｓ， Ｗａｎｇ Ｊ， Ｃｈｅｎ Ｑ Ｂ， ｅｔ ａｌ． Ｌａｓｅｒ ＆ Ｏｐｔｏｅｌｅｃｔｒｏｎｉｃｓ Ｐｒｏｇｒｅｓｓ，２０１９， ５６（１０）， ４５ （ｉｎ Ｃｈｉｎｅｓｅ）． 姚燕生， 汪俊， 陳慶波， 等．激光與光電子學(xué)進(jìn)展 ， ２０１９， ５６（１０）， ４５．

【35】 Ｄｕ Ｃ， Ｚｈａｎｇ Ｊ， Ｌｉａｎ Ｙ， ｅｔ ａｌ． Ｓｕｒｆａｃｅ Ｔｅｃｈｎｏｌｏｇｙ， ２０１９， ４８（１）， ２００（ｉｎ Ｃｈｉｎｅｓｅ）． 杜暢， 張津， 連勇， 等．表面技術(shù) ， ２０１９， ４８（１）， ２００．

【36】 Ｍｏａｔ Ｒ Ｊ， Ｐｉｎｋｅｒｔｏｎ Ａ Ｊ， Ｌｉ Ｌ， ｅｔ ａｌ． Ｍａｔｅｒｉａｌｓ Ｓｃｉｅｎｃｅ ａｎｄ Ｅｎｇｉｎｅｅｒｉｎｇ： Ａ， ２０１１， ５２８（６）， ２２８８．

【37】Ｐａｒｉｍｉ Ｌ Ｌ， Ａｔｔａｌｌａｈ Ｍ Ｍ， Ｇｅｂｅｌｉｎ Ｊ， ｅｔ ａｌ． Ｓｕｐｅｒａｌｌｏｙｓ ２０１２， ２０１２，５０９．

【38】Ｋｌｉｎｇｂｅｉｌ Ｎ Ｗ， Ｂｅｕｔｈ Ｊ Ｌ， Ｃｈｉｎ Ｒ， ｅｔ ａｌ． Ｉｎｔｅｒｎａｔｉｏｎａｌ Ｊｏｕｒｎａｌ ｏｆ Ｍｅ?ｃｈａｎｉｃａｌ Ｓｃｉｅｎｃｅｓ， ２００２， ４４（１）， ５７．

【39】Ｐｒａｂｈａｋａｒ Ｐ， Ｓａｍｅｓ Ｗ Ｊ， Ｄｅｈｏｆｆ Ｒ， ｅｔ ａｌ． Ａｄｄｉｔｉｖｅ Ｍａｎｕｆａｃｔｕｒｉｎｇ，２０１５， ７， ８３．

【40】Ｂｉ Ｚ Ｎ， Ｑｉｎ Ｈ Ｌ， Ｄｏｎｇ Ｚ Ｇ， ｅｔ ａｌ． Ａｃｔａ Ｍｅｔａｌｌｕｒｇｉｃａ Ｓｉｎｉｃａ， ２０１９， ５５（９）， １１６０ （ｉｎ Ｃｈｉｎｅｓｅ）． 畢中南， 秦海龍， 董志國， 等．金屬學(xué)報(bào) ， ２０１９， ５５（９）， １１６０．

【41】Ｚｈａｎｇ Ｊ， Ｌｉ Ｓ， Ｗｅｉ Ｑ Ｓ， ｅｔ ａｌ． Ｃｈｉｎｅｓｅ Ｊｏｕｒｎａｌ ｏｆ Ｒａｒｅ Ｍｅｔａｌｓ， ２０１５， ３９（１１）， ９６１ （ｉｎ Ｃｈｉｎｅｓｅ）． 張潔， 李帥， 魏青松， 等．稀有金屬 ， ２０１５， ３９（１１）， ９６１．

【42】Ｖｒａｎｃｋｅｎ Ｂ， Ｃａｉｎ Ｖ， Ｋｎｕｔｓｅｎ Ｒ， ｅｔ ａｌ． Ｓｃｒｉｐｔａ Ｍａｔｅｒｉａｌｉａ， ２０１４， ８７（１）， ２９．

【43】Ｙａｎｇ Ｑ Ｙ， Ｗｕ Ｙ Ｄ， Ｓｈａ Ｆ． Ｍａｔｅｒｉａｌｓ ｆｏｒ Ｍｅｃｈａｎｉｃａｌ Ｅｎｇｉｎｅｅｒｉｎｇ，２０１６， ４０（６）， ８３ （ｉｎ Ｃｈｉｎｅｓｅ）． 楊啟云， 吳玉道， 沙菲．機(jī)械工程材料 ， ２０１６， ４０（６）， ８３．

【44】Ａｈｓａｎ Ｍ Ｎ， Ｐｉｎｋｅｒｔｏｎ Ａ Ｊ， Ｍｏａｔ Ｒ Ｊ， ｅｔ ａｌ． Ｍａｔｅｒｉａｌｓ Ｓｃｉｅｎｃｅ ａｎｄ Ｅｎｇｉ?ｎｅｅｒｉｎｇ： Ａ， ２０１１， ５２８ （２５?２６）， ７６４８．

【45】Ｓｈｉ Ｑ， Ｇｕ Ｄ， Ｘｉａ Ｍ， ｅｔ ａｌ． Ｏｐｔｉｃｓ ＆ Ｌａｓｅｒ Ｔｅｃｈｎｏｌｏｇｙ， ２０１６， ８４， ９．

【46】 Ｙｕａｎ Ｘ Ｂ， Ｗｅｉ Ｑ Ｓ， Ｗｅｎ Ｓ Ｆ， ｅｔ ａｌ． Ｈｏｔ Ｗｏｒｋｉｎｇ Ｔｅｃｈｎｏｌｏｇｙ， ２０１４， ４３（４）， ９１（ｉｎ Ｃｈｉｎｅｓｅ）． 袁學(xué)兵， 魏青松， 文世峰， 等．熱加工工藝 ， ２０１４， ４３（４）， ９１．

【47】Ｌｉ Ｙ， Ｑｉ Ｈ， Ｈｏｕ Ｈ， ｅｔ ａｌ． Ｍａｔｅｒｉａｌｓ ａｎｄ ｓｔｒｕｃｔｕｒａｌ ｅｎｇｉｎｅｅｒｉｎｇ （ＩＣ?ＭＭＳＥ ２０１７）， Ａｔｌａｎｔｉｓ Ｐｒｅｓｓ， ２０１７．

【48】Ｃａｒｔｅｒ Ｌ Ｎ， Ｍａｒｔｉｎ Ｃ， Ｗｉｔｈｅｒｓ Ｐ Ｊ， ｅｔ ａｌ． Ｊｏｕｒｎａｌ ｏｆ Ａｌｌｏｙｓ ａｎｄ Ｃｏｍ?ｐｏｕｎｄｓ， ２０１４， ６１５， ３３８．

【49】Ａｍａｔｏ Ｋ Ｎ， Ｇａｙｔａｎ Ｓ Ｍ， Ｍｕｒｒ Ｌ Ｅ， ｅｔ ａｌ． Ａｃｔａ Ｍａｔｅｒｉａｌｉａ， ２０１２， ６０（５）， ２２２９．

【50】Ｐａｒｉｍｉ Ｌ Ｌ， Ｒａｖｉ Ｇ Ａ， Ｃｌａｒｋ Ｄ， ｅｔ ａｌ． Ａｔｔａｌｌａｈ， Ｍａｔｅｒｉａｌｓ Ｃｈａｒａｃｔｅｒｉｚａ?ｔｉｏｎ， ２０１４， ８９， １０２． 

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