顶刊综述：镍基高温合金增材制造

抖音热门 2025年10月20日 00:53 0 admin

长三角G60激光联盟导读

基于熔合的增材制造（AM）技术已取得显著发展，能够在多尺度范围内自由设计并制备镍基高温合金。在镍基高温合金的熔合型增材制造过程中，会发生原料 / 热源 / 熔池相互作用、凝固及相变等多种现象，这些现象决定了成形件最终的微观结构与力学性能。

本文综述中，我们系统探讨了镍基高温合金增材制造的关键影响因素：包括原料特性（粉末形态、化学成分、污染程度、流动性、可回收性）与增材制造工艺（工艺参数、铺粉 / 壁面效应 / 球化 / 飞溅效应）对微观结构（微观偏析、物相形成、晶粒结构）及缺陷产生（亚表面 / 内部缺陷、微裂纹、表面粗糙度、残余应力）的影响。

此外，本文还结合初始状态与后处理的影响，分析了镍基高温合金增材制造成形件在室温及高温下的拉伸、蠕变、疲劳等力学性能；重点介绍了文献中常用于预测该类合金微观结构与力学行为的建模方法；最后，结合镍基高温合金增材制造领域的研究空白，指出了当前面临的挑战及未来研究的缓解方向。

文章导读

增材制造（AM，又称 3D 打印）相较于传统制造工艺具有显著优势，已引起学术界及航空航天、汽车、医疗等多个工业领域的广泛关注。2021 年美国增材制造市场规模约为 30 亿美元，预计 2022 年至 2030 年将以 18.9% 的年复合增长率扩张 [1]。增材制造领域积极的研发投入与原型制造应用需求的增长，将推动该市场持续发展。

例如，增材制造能够生产高度复杂的零件，具备极高的设计自由度，这让工程师得以重新思考整个设计流程。以基于有限元分析的结构拓扑优化 [2] 为例，通过在特定区域去除材料实现零件轻量化，可使构件比传统样品更高效地受力，且力学性能更优 [3]。依托逐层加工模式，这种优化方法能够制备出 “强度 / 刚度 - 重量比” 高、能量吸收能力强、热性能优异的晶格（多孔）结构。在这一领域，每一个增材制造零件都可针对功能进行独特设计，例如带有复杂内部流道与冷却通道的 “随形冷却” 构件。由于增材制造可通过单一步骤打印此类零件，无需铸造、机械加工、钻孔等多道制造工序，因此能够以更低成本实现大规模定制 [4]。

增材制造还能将组件的多个零件整合为单一构件，实现 “零件集成”。这种集成具有多重优势，包括降低整体重量、缩短制造时间、减少加工步骤、降低成本与复杂度，同时还能优化最终构件的力学性能与使用性能。例如，通用电气（GE）的一体化燃油喷嘴将 20 个零件的组件整合为单一钴铬合金构件，重量减轻 25%，耐用性是传统组件的 5 倍 [5]。

此外，增材制造还能降低 “采购 - 交付比”（即原料重量与最终零件重量的比值）。传统制造工艺生产航空发动机及结构构件时，采购 - 交付比可分别高达 10:1 与 20:1，而增材制造可将该比值降至 1:1 [6]。与传统工艺相比，增材制造减少的原料需求可使成本降低 30% 至 50%[7]。同时，增材制造支持零件 “按需打印”，减少了关键或替换零件的库存需求与交付周期。这些因素显著简化了传统制造流程，降低了环境影响 [4]。

凭借这些优势，增材制造作为一种新兴制造技术，彻底改变了传统设计模式，为工程领域的创新提供了可能。然而，增材制造仍面临诸多挑战，如重复性、尺寸公差、分层、粉末回收、缺陷、微观结构不均匀性、元素微观偏析、力学性能各向异性、后处理困难等。目前，针对结构材料及各类应用，这些问题仍在持续研究与标准化过程中。

高性能高温镍基高温合金的制造一直是行业难题，因为要获得铸态高温合金的优良结构力学性能，需采用高成本的减材制造技术 [8]。例如，带有复杂内部冷却通道的喷气发动机涡轮叶片，需通过传统精密熔模铸造制备 —— 要么使用蜡模，要么采用硅基复制工艺；此外，还需使用陶瓷模具在真空环境下将大量熔融金属浇铸为目标形状，而漫长的慢速凝固过程会不可避免地析出 γ′相（Ni₃Al）。为减少铸态合金的元素微观偏析，需在略低于熔点（约 1300℃）的温度下进行长达数小时的精细后续热处理 [9]。为获得零件最终的复杂形状（如涡轮叶片的精细几何结构），还需进行机械加工等额外后处理。

镍基高温合金（如 718 合金，又称因科镍 718 或 IN718）的机械加工难度极大 —— 这类合金硬度高，且在传统热机械变形工艺中易加工硬化，导致加工需更高切削力，进而加剧加工硬化效应 [10]。此外，以涡轮零件为例，传统热机械加工流程包括熔模铸造及多道机械加工等后处理工序，最终加工过程中可能产生严重的化学微观偏析与大量材料浪费（报废）。因此，仅有约 10% 的镍基高温合金原料能最终转化为成品 [11]。

现代镍基高温合金（如 IN718）因 γ-γ′微观结构具有缓慢的析出动力学，焊接性能优异 [12]，非常适合增材制造；换言之，只有增材制造能够实现高体积分数 γ′相合金的设计。在基于熔合的增材制造工艺（即定向能量沉积与粉末床熔融）中，快速凝固速率会产生从纳米级到亚毫米级的不均匀晶粒结构 [13]，而这是传统制造方法无法实现的 [13]。因此，增材制造成形件可呈现丰富多样的微观结构，进而实现多样化的力学行为。例如，通过在商用合金成分范围内增加固溶强化元素，可减少镍基高温合金（如哈氏合金 X）增材制造过程中的微裂纹 [14]。此外，增材制造还可在打印前混合不同合金粉末，制备出特殊微观结构的金属 - 金属复合材料，而这类材料难以通过其他方法制备 [15]。

本文研究目的

近年来，已有多篇综述论文聚焦金属合金及化合物的增材制造：Debroy 等人 [16] 概述了增材制造工艺，阐述了多种技术、“工艺 - 结构 - 性能” 关联及其在各类材料中的优缺点；Sanaei 等人 [17] 探讨了影响增材制造成形件疲劳性能的微观结构因素，重点关注缺陷产生；Mostafaei 等人 [18] 则针对粉末床熔融增材制造工艺，全面综述了铝基、镍基、铁基、钛基等不同金属合金体系中常见的缺陷与异常现象。

尽管已有部分综述聚焦特定增材制造技术制备的特定镍基高温合金 [19]-[24]，但本文旨在提供更全面、更系统的基于熔合的镍基高温合金增材制造综述，重点关注工艺细节、微观结构、缺陷、力学性能及 “工艺 - 结构 - 缺陷 - 性能” 关系。部分原因在于，尽管黏结剂喷射等非光束类增材制造技术发展迅速，但目前文献中关于这类技术的相关数据仍较为有限 [25]。

此外，本文还将重点介绍基于熔合的镍基高温合金增材制造的模拟与预测方法，并与实验数据进行对比；最后，提出该领域当前面临的挑战、未来展望及研究方向。

2 镍基高温合金的冶金学特性

在镍基高温合金中，添加不同合金元素可提升其力学性能及高温下微观结构成分的稳定性。普通钢材与钛合金在 540℃以上高温环境中无法保持室温强度，而铁镍基、镍基及钴基合金成为替代材料，凭借优异的高温性能获得 “高温合金” 称号。

图 1（a）通过应力断裂行为示意图展示了这一特性：不同类型高温合金因强化机制与物相不同，表现出不同的高温耐受性。例如，固溶强化型铁镍钴基高温合金的耐高温性能，低于碳化物强化型钴基高温合金；值得注意的是，沉淀强化型铁镍基高温合金因形成 γ′相、γ″相等强化析出相，展现出最有效的高温强化机制。

铁、镍、钴是高温合金的主要基体元素，均具有面心立方（fcc）晶体结构。但与镍不同（镍在所有温度下均保持单一 fcc 结构），铁与钴为同素异形金属 —— 即其晶体结构会随温度及固溶合金元素的不同而变化：室温下为体心立方（bcc）结构，高温下可转变为 fcc 结构；此外，成分中添加镍等固溶元素也会引发这种结构转变。常见的镍基高温合金包括 Haynes 282 与 IN718，这类合金本质上是不锈钢合金的延伸 [26]。

图 1 （a）三类高温合金（铁镍基、镍基、钴基）的典型应力断裂行为（转载自文献 [36]）；（b）高温合金中常见的合金元素（转载自文献 [36]）；（c）高温合金微观结构中几何密排（gcp）有序相（γ′相、γ″相、δ 相、η 相）的晶体结构。注：空心圆代表镍（Ni）原子，实心黑圆代表化合物中的 M 原子（如 Al、Ti、Nb）；阴影面代表晶体结构中的最密排面（转载自文献 [28]）。

镍基高温合金的强化机制，源于其奥氏体镍基体中选择性添加的合金元素：

铬（Cr）、铁（Fe）、钴（Co）、钼（Mo）、钨（W）、铪（Hf）、铼（Re）、钌（Ru）等元素倾向于溶解在 γ 晶粒基体中，通过固溶强化提升镍基高温合金性能；
铝（Al）、钛（Ti）、铌（Nb）、钽（Ta）等元素则倾向于偏聚并形成具有有序晶体结构的析出相 —— 如 Ni₃Al（γ′相，L1₂结构）或 Ni₃Nb（γ″相，D0₂₂结构）；
硼（B）、碳（C）、锆（Zr）等元素则倾向于在晶界偏聚，与 Ti、Ta、Hf、Cr、Mo 等元素形成强化溶质簇或析出相。

图 1（b）展示了镍基高温合金中常见的合金元素。

通常，镍基高温合金的微观结构由奥氏体（面心立方 fcc）γ 镍晶粒基体与多种第二相组成，主要包括：

面心立方型碳化物相（如 MC、M₆C、M₂₃C₆、M₇C₃）；
γ′相（gamma prime）：面心立方型有序相 Ni₃(Al,Ti)；
γ″相（gamma double prime）：体心四方（bct）型有序相 Ni₃Nb；
η 相（eta）：六方密排（hcp）型有序相 Ni₃Ti（或 Ni₆TiAlNb）；
δ 相（delta）：正交晶系有序金属间化合物 Ni₃Nb [27]。

其中，γ′相、γ″相、η 相也被称为几何密排（gcp）相[26]。这类相因具有有序晶体结构，对镍基高温合金起到关键强化作用 —— 位错运动需克服额外能量才能穿过这些相。有序结构会提高反相畴界（APB）能与堆垛层错（SF）能，进而增强强化效果；而有序相的强化本质，是其晶体结构中特定元素占据固定位置：例如，在有序面心立方 γ′相（Ni₃(Al,Ti)）中，镍原子始终占据立方晶体的面心位置，钛与铝原子则始终占据由 8 个相邻原子共享的顶点位置。与之相反，无序结构中原子可占据任意位置，因此需通过已知晶胞结构中的体积分数或重量分数来确定原子分布 [28]。

图 1（c）展示了 γ′相、γ″相、δ 相、η 相的晶体结构。需注意的是，镍基高温合金微观结构中还存在对力学性能有害的相，主要包括：

σ 相（sigma）：四方晶系相（如 FeCr、FeCrMo、CrFeMoNi、CrCo、CrNiMo）；
μ 相（mu）：菱方晶系相（如 Co₂W₆、(Fe,Co)₇(Mo,W)₆）；
拉夫斯（Laves）相：六方晶系相（如 Fe₂Nb、Fe₂Ti、Fe₂Mo、Co₂Ta、Co₂Ti）。

这些 σ 相、μ 相、拉夫斯相被称为拓扑密排（tcp）相，通常在 γ 基体与 gcp 相（γ′、γ″、δ、η）的界面处形成，形态多为不规则伸长的片状或针状，较少在晶界区域出现 [26]、[29]。

在各类强化机制中，γ′相与 γ″相析出强化使镍基及镍铁基高温合金具备了远超其他合金体系的独特温度适应能力：

由于 γ′相、γ″相与镍 γ 晶粒基体保持共格关系，可发生有序 - 无序转变，因此这类析出相能达到极高的体积分数 [30]；
无铁（Fe）等杂质影响时，γ′相、γ″相的有序化温度分别可达 1375℃与 650℃[31]。

析出相的热稳定性使其在高温下能通过形成反相畴界（APB）与 Kear-Wilsdorf（KW）位错锁，成对钉扎位错，从而提升镍基高温合金的屈服强度、抗蠕变性能与疲劳强度 [32]。

然而，γ′相与 γ″相带来的强化效果也会限制高温合金的成形性与焊接性（直接与 Ti+Al 含量相关）[33]：γ′相体积分数越高，其固溶线温度越高，且无法通过热处理消除，导致高温合金零件的机械成形（如锻造）难以实现 [34]。因此，传统高温合金的成分需适配锻造 [34]、焊接 [35] 等传统加工路线，零件几何形状也受加工所用模具的限制。

3 基于熔合的增材制造技术

增材制造工艺通常根据原料类型与逐层沉积技术分类。在金属熔合型增材制造中，原料形态为粉末或丝材，结合系统以激光、电子束等热源为核心 —— 金属原料经熔化后快速凝固（冷却速率 10⁴-10⁶ K/s），最终成形。

图 2 展示了最常见的熔合型增材制造工艺示意图。本节及后续内容将进一步介绍各类熔合型增材制造技术。目前，在金属增材制造生产方法中，熔合型技术的重复性与尺寸精度最优，因此在学术界与工业界（如医疗领域的钛合金、不锈钢、钴铬合金；航空航天领域的镍基高温合金；能源领域的不锈钢与高温合金）均已开展深入研究 [37]。

ISO/ASTM 52900:2015 标准 [38] 对增材制造技术的术语定义如下：

激光束粉末床熔融（L-PBF）：包括选择性激光熔化、激光粉末床熔融、直接金属激光烧结等；
电子束定向能量沉积（E-DED）；
电子束粉末送料或粉末床熔融（E-PBF）；
激光束定向能量沉积（L-DED）：又称直接激光沉积；
丝材电弧增材制造（WAAM）：基于电弧的增材制造。

图 2 典型熔合型增材制造工艺示意图：（a）激光粉末床熔融（L-PBF）（转载自文献 [39]、[40]）；（b）电子束粉末床熔融（E-PBF）（转载自文献 [41]、[42]）；（c）激光束定向能量沉积（DED）及激光熔化、粉末流与保护气作用的截面图（转载自文献 [40]）；（d）丝材电弧增材制造（WAAM）。

激光粉末床熔融（L-PBF）

激光粉末床熔融技术通过激光束选择性提供热能，熔化粉末床的特定区域。图 2（a）为典型 L-PBF 工艺示意图，具体流程如下：

利用铺粉刮刀或圆柱形滚轮，将粉末储存器中的金属粉末以薄层（20-100 μm [5]）形式铺展在成形基板上；
根据目标零件计算机辅助设计（CAD）模型的二维切片数据，采用预设扫描策略，通过激光束将该粉末层与已沉积层熔化并熔合；
一层成形完成后，成形基板下降一个预设层厚，重新铺展新粉末层，重复上述过程直至零件三维形状完全打印。

多数 L-PBF 系统采用单束 200 W-1 kW 的光纤激光器作为热源 [5]。成形室通常通入氩气净化，形成惰性氛围 —— 既保护活性金属材料，也确保工艺环境洁净。核心工艺参数包括激光功率、扫描速度、扫描间距（相邻扫描轨迹的距离）与粉末层厚。

由于光束直径、扫描间距与层厚均处于微米级，且扫描速度相较于电子束粉末床熔融更低，L-PBF 可制备近全致密零件，兼具高分辨率特征、复杂内部流道与较好表面光洁度。但该工艺的沉积速率较低（5-20 cm³/h [5]），生产周期长，因此更适合制造小型、高精度构件 [5]。

从增材制造设计角度，悬臂梁等悬挑结构需添加支撑材料 —— 以减少变形，或防止熔融材料在重力与热致残余应力作用下坍塌 [43]。支撑结构兼具机械支撑与散热功能，热量可通过其下方的固体材料传递出去。由于支撑结构为临时构件，需在后处理阶段通过机械方式去除，因此通常设计为晶格结构以缩短制造时间、降低成本。预处理阶段可通过拓扑优化或其他数值方法 [5] 获取最优支撑结构：调整支撑结构的取向与构型以确保可制造性，也可通过在特定区域去除材料实现零件轻量化，提升强度、刚度等力学性能与受力效率 [44]。

零件成形后，整个成形基板周围会残留松散粉末 —— 需按健康安全标准清除，尤其复杂特征或内部流道中易滞留的粉末需重点清理。这些粉末通常可回收再利用，减少浪费。去除支撑结构与松散粉末后，零件可能需进行多道后处理以提升力学完整性与使用性能，具体包括喷丸、抛光、机械加工、热处理等（根据需求选择）。关键构件还可能需热等静压（HIP）处理，以部分闭合热机械过程中产生的内部孔洞（这类孔洞可能损害疲劳性能）[5]。

电子束粉末床熔融（E-PBF）

电子束粉末床熔融是另一类基于粉末床的逐层增材制造技术 —— 与 L-PBF 采用激光束不同，其在真空室中通过电子束选择性熔化粉末床的特定区域。

E-PBF 具有多项优势：扫描速度更快、光束穿透深度更大，因此沉积速率更高（可达 80 cm³/h [5]）；但也存在局限性：尺寸控制精度较低，零件表面光洁度较差 [45]。加之设备成本高、成形空间受限，E-PBF 的普及度不及 L-PBF、定向能量沉积（DED）等其他粉末基工艺。

图 2（b）为典型 E-PBF 工艺示意图，具体流程如下：

热钨丝发射高速电子（加速电压 60 kV），通过电磁透镜对电子束进行聚焦与偏转，使其作用于粉末床的目标位置；
电子束撞击粉末床时，动能转化为热能，实现粉末颗粒熔化；
束电流范围为 1-50 mA，最大束功率约 3 kW，部分新型设备为提升产能，功率可突破 6 kW；光束直径最小可聚焦至约 0.1 mm [5]。

每层扫描分为两个关键阶段：预热阶段与熔化阶段：

预热阶段
：采用散焦电子束，以约 10 m/s 的速度在成形区域多次扫描，束功率逐步提升至约 3 kW。该阶段作用有二：一是维持成形区域高温（镍基高温合金成形时可达 1100℃），二是对粉末颗粒进行轻微烧结 [44]。烧结可固定粉末颗粒位置，避免 “烟雾现象”（粉末颗粒因静电排斥在成形室内扩散）—— 此类现象通常导致工艺中断，需重点避免 [44]；同时，高温环境可降低陡峭温度梯度引发的残余应力，这对镍基高温合金增材制造尤为重要（该类合金因合金元素含量高，易产生裂纹 [46]），甚至可省去后续热处理 [5]。
熔化阶段
：预热后，已烧结的粉末颗粒进入熔化阶段以形成构件。该阶段采用较低束速度（约 4 m/s），根据 CAD 模型二维切片数据，在指定位置熔化粉末颗粒 [44]。

整个成形室处于真空环境（10⁻⁴-10⁻⁵ mbar），以隔绝氧气、氮气等环境气体对合金的影响；同时通入 10⁻³ mbar 的低压氦气，进一步稳定工艺并防止烟雾产生。核心工艺参数包括束功率、扫描速度、扫描间距、层厚（50-200 μm [5]）与预热温度。通常，E-PBF 通过热传导驱动焊接过程，可避免形成深熔（匙孔）焊接 [47]。

激光束定向能量沉积（L-PBF）

定向能量沉积（DED）技术通过热能选择性熔化并熔合原料（粉末或丝材），原料通过一组喷嘴与激光束同轴输送。主流 DED 技术包括激光工程化净成形（LENS）、直接金属沉积（DMD）、激光辅助增材制造（LAAM）、丝材电弧增材制造（WAAM）、电子束自由成形制造（EB-FFF）等 [5]。

图 2（c）为典型 DED 工艺示意图，具体流程如下：

将基板或成形板放置在可沿 x-y 方向运动的工作台上；
采用高功率热源（如钕钇铝石榴石（Nd:YAG）激光器或二氧化碳（CO₂）激光器 [48]），当粉末颗粒通过一个或多个喷嘴吹入激光束并最终形成熔池时，对其进行熔化。

成形过程中通入氩气等保护气，防止熔融金属氧化或发生其他化学反应；喷嘴内部也会通入保护气，以将粉末颗粒输送至熔池 [48]。

DED 技术的核心价值体现在三方面：一是可制备功能梯度材料；二是可修复传统制造技术无法修复的受损零件或对零件进行表面包覆；三是通过在成形过程中调整工艺参数或原料，可实现功能梯度材料或原位合金的制备。相较于粉末床增材制造技术，DED 的沉积速率更高、工艺窗口更宽，因此更适合制造中等几何复杂度的大型金属构件 [49]。其在大型中等复杂度零件制造中的优势，源于不受限的成形空间与远高于 L-PBF 等工艺的沉积速率 [50]。

丝材电弧增材制造（WAAM）

丝材电弧增材制造是一类基于丝材的 DED 技术 —— 以电弧为熔合热源，将丝材原料熔化后逐层沉积，形成零件预成形件。图 2（d）为 WAAM 工艺示意图。

根据 ASTM F3187-16 标准系列中 “金属定向能量沉积标准指南” 的定义，电子束与激光是 DED 的其他熔合热源；与之相比，电弧作为熔合热源具有多项工艺优势：无需保护气（可避免化学反应）、设备简化；且现有电弧焊接系统可轻松升级为 WAAM 设备。

与铸造、锻造等传统制造工艺不同，WAAM 无需专用模具，因此小批量生产时可缩短周期 [52]。DED 中采用丝材作为原料的优势还包括：材料沉积效率高，无需配套粉末回收流程 [53]；降低健康安全风险；成本远低于粉末原料 [54]。此外，WAAM 设备可通过开源焊接设备组件搭建，初始投资成本低 [55]；且无需真空环境，这一特性使其比其他熔合热源工艺更具应用优势 [36]。

4 镍基高温合金的增材制造

4.1 合金适配性

与焊接类似，熔合型增材制造零件会经历非平衡凝固过程 —— 伴随复杂熔池流动与极端热历史，且多次扫描会影响后续层 / 轨迹间的结合，促进零件内部相变 [56]。因此，镍基高温合金的熔合型增材制造可行性，可通过其焊接性判断。

通常，镍基高温合金的 “可焊接” 与 “不可焊接” 界限，取决于合金中铝（Al）与钛（Ti）的含量（如图 3 所示）。普遍认为，由这两种元素形成的 γ′相，是导致高温下产生裂纹的主要原因 [57]。镍基高温合金增材制造过程中的微裂纹形成机制，将在 4.4.1 节详细讨论。

图 3 由铝（Al）/ 钛（Ti）与铬（Cr）/ 钴（Co）含量决定的各类高温合金相对焊接性 [58]。

镍基高温合金在增材制造领域的选择，很大程度上取决于具体应用场景。以下为部分常见镍基高温合金及其典型应用：

IN718（因科镍 718）：主要用于航空发动机、高速机身部件、低温储罐、石油化工设备、核电站及汽车涡轮增压器；
CMSX-4：第二代镍基高温合金，适用于喷气发动机高压叶片、直升机发动机、高压涡轮机匣及发电用燃气轮机；
Udimet 720（乌迪梅特 720）：常用于燃气轮机热端部件；
Waspaloy（瓦萨洛伊合金）：适用于喷气发动机，如铸造涡轮盘、轴、低压环及密封环；
Rene N6（ René N6 合金）：单晶镍基高温合金，用于军用航空发动机等高压叶片；
IN625（因科镍 625）：耐腐蚀性优异，适用于核反应堆、海洋工程设备、火力发电厂结构件、航空发动机防护装甲及航空发动机堵头；
Haynes 242（海恩斯 242 合金）：适用于航空及工业燃气轮机的多种部件；
MAR-M247（MAR-M247 合金）：常用于直升机发动机叶片、导叶及整体叶轮，以及涡轮增压器；
IN738（因科镍 738）：主要用于燃气轮机叶片与导叶。

4.2 工艺影响因素

4.2.1 原料

粉末是熔合型增材制造技术中最常用的原料形态。采用粉末的主要优势在于金属粉末具备成熟的工业供应链 [59]，此外还具有储存便利、适用性广、可回收等优点 [60]。不同供应商通过气雾化、水雾化、等离子旋转电极等工艺，可制备出具有不同特性（形态、粒度分布、化学成分等）的金属粉末，以适配各类熔合型增材制造技术。

尽管镍基高温合金增材制造的缺陷主要源于工艺参数未优化、化学成分复杂及残余应力，但已有大量研究表明，粉末特性也会影响成形件缺陷的产生 [61]。这些特性包括但不限于：粉末粒度、流动性、堆积密度、形状、化学成分及粉末内部裹入的气体。下文将详细总结粉末特性对工艺可行性及最终产品性能的影响。

预合金化粉末

由于镍基高温合金中合金元素的成分影响复杂，目前多数研究仍聚焦于预合金化雾化商用合金，既包括 IN718 [62]、IN625 [63] 等可焊接镍基高温合金，也涵盖 CM247LC [64]、IN738LC [65]、CMSX-4 [66]、Mar M-247 [67]、Rene 104 [68]、Rene 142 [69] 等不可焊接镍基高温合金。

研究发现，与纯镍粉末相比，铝（Al）、钴（Co）、铬（Cr）、钽（Ta）、钨（W）等 γ′相形成元素会显著提高预合金化粉末的黏度 [70]、[71]，导致预合金化镍基高温合金粉末的制备难度大幅增加。通常，雾化工艺制备的粉末中，仅有不到 10% 的颗粒粒度符合粉末基增材制造技术的要求 [72]。

为避免研发 “兼具良好工艺性与力学性能” 的新型增材制造专用合金造成浪费，在增材制造过程中采用 “原位合金化” 可能是更优方案 —— 即混合不同成分的预合金化粉末，在沉积过程中通过熔池实现成分均匀化。

定向能量沉积（DED）工艺中，原位合金化的优势更为显著：其熔池面积更大、激光功率更高、重熔区域更广，因此凝固速率更低，有助于混合熔液实现成分均匀化 [73]。此外，通过独立喷嘴控制各粉末的输送流量，DED 工艺可灵活调节最终构件的成分，且无需担心单一元素粉末的流动性问题；这一特性也使其能够实现更均匀的成分梯度，为制备功能梯度材料提供可能。

已有研究通过原位合金化成功制备出镍钛（NiTi）合金与镍铁铬（Ni-Fe-Cr）合金（Mosallanejad 等人 [74] 对此进行了综述）。但需注意，镍基高温合金的原位合金化仍面临挑战：不同合金元素的能量吸收率、熔点及光学性能存在差异，会导致熔液黏度升高、表面张力降低 [75]—— 这些因素均会影响熔池物理行为，进而增加凝固过程中熔液成分均匀化的难度。此外，这些合金元素在熔合型增材制造过程中，还易向枝晶间区域或晶界偏析，提高裂纹敏感性。因此，尽管原位合金化潜力巨大，仍需进一步研究以提升镍基高温合金的工艺可行性与成分均匀性。

粉末特性

对于激光粉末床熔融（L-PBF）、电子束粉末床熔融（E-PBF）等粉末床熔融工艺，粉末最重要的特性是流动性与堆积密度。当粉末通过刮刀或滚轮铺展时，会受到颗粒间作用力（范德华力）、重力及水分产生的沿铺粉反方向的阻力 [76]。

流动性差的粉末会因铺展方向阻力过大而团聚，导致粉末层分布不均、堆积密度降低 [77]。若堆积密度不足，成形件可能出现表面粗糙度高、相对密度低等问题，显著削弱力学性能 [78]。此外，粉末堆积密度还会影响粉末床的热导率 [79] 与熔池动力学 [80]—— 这是因为粉末床中存在空隙：通常堆积密度越高，粉末床热导率越高；充足的热传递速率可确保粉末充分熔化，减少熔道不连续及结合缺陷，最终提升成形件力学性能 [81]。

粉末流动性可通过霍尔流速漏斗 [82]、豪斯纳比（HR）[83]、流动阻力测量 [84]、崩塌角 [85] 等方法评估；堆积密度则可通过气体比重瓶法 [82]、振实法 [82] 等测定。表 1 简要总结了增材制造行业中常用的粉末表征方法。

粉末的流动性与堆积密度主要由粒度分布和形态决定。粒径越小的粉末比表面积越大，颗粒间相互作用越强。研究发现，粒径小于 10 μm 的颗粒会因颗粒间作用力（通常为范德华力）导致严重团聚，降低粉末的流动性与堆积密度 [77]。

粉末粒径还会影响能量吸收：小颗粒因暴露于辐射的表面积更大，能量吸收率更高，进而增加辐射散射 [89]，最终影响熔合型增材制造工艺的工艺窗口。此外，小颗粒可能附着在大颗粒表面，因此含超细颗粒的宽粒度分布粉末通常流动性较差；但另一方面，若不含卫星颗粒，宽粒度分布的粉末可通过小颗粒填充大颗粒间隙，提升堆积密度及增材制造成形件的体积密度 [78]。

颗粒形态

与粉末流动性和堆积密度相关的另一关键特性是颗粒形态。表面光滑的球形粉末可减少颗粒间摩擦，提升原料粉末的流动性与堆积密度 [90]。一项针对不同 IN738LC 粉末 L-PBF 工艺可行性的研究，也证实了这一结论 [65]。

如图 4 所示，球形度良好、粒度分布中不含小于 10 μm 卫星颗粒的粉末，可使成形件孔隙率低于 0.5%；结果还显示，水雾化粉末因形态不规则，成形件孔隙率最高。气雾化粉末的性能通常优于水雾化粉末，但仍存在卫星颗粒等局限性。

尽管定向能量沉积（DED）工艺无需铺粉，粉末流动性仍会影响最终成形件的体积密度。近期一项 DED 成形 IN718 的研究表明，在相同送粉速率与扫描条件下，等离子旋转电极（PREP）制备的粉末比气雾化（GA）粉末的成形件体积密度提升了 4.39%[91]。尽管未明确解释原因，但普遍认为 PREP 粉末更优的球形度与流动性提高了填充效率，从而减少孔隙。

图 4 （上）粉末特性，包括粒度分布、松装密度与振实密度、豪斯纳比；（中）粉末的扫描电子显微镜图像；（下）L-PBF 成形镍基合金截面的光学图像，显示孔隙与裂纹缺陷 [65]。

化学成分对镍基高温合金至关重要 —— 铝（Al）、钛（Ti）、铌（Nb）、钽（Ta）、钒（V）、铬（Cr）、铁（Fe）、钴（Co）、钼（Mo）等关键元素决定了合金的设计性能。此外，镍基高温合金中的微量元素对微观结构与力学性能影响显著 [92]，其中氧含量是增材制造镍基高温合金面临的核心问题。

镍基高温合金粉末的氧含量高于变形或铸锭材料 [93]，因此增材制造成形件中形成氧化物夹杂的可能性更高 [94]。过量氧会影响熔池动力学 [95]，导致熔合型增材制造过程中出现严重飞溅或球化现象 [96]；同时，粉末中过量氧还会降低最终成形件的延展性 [97]。

除氧外，雾化粉末中还可能裹入惰性气体或氢气 [98]。这些裹入气体在粉末内部形成气泡，熔合型增材制造过程中会进入熔池；若气泡未从熔池中逸出，会形成细小孔隙，降低成形件密度 [99]。

研究还表明，硅（Si）、硼（B）、磷（P）、碳（C）等微量元素也会影响镍基高温合金的增材制造工艺可行性。R. Engeli 等人 [65] 发现，L-PBF 成形 IN738LC 的裂纹密度与 Si、Ga、Pb 含量呈正相关；Tomus 等人 [100] 在 L-PBF 成形哈氏合金 X 的研究中也观察到类似现象 —— 低 Mn+Si 含量的合金裂纹远少于高 Mn+Si 含量的合金。

在传统焊接中，这些元素会向晶界偏析，局部降低晶界区域的固相线温度。Tomus 等人 [100] 指出，Si 含量增至 1 wt% 时，固相线温度可显著降低 33°C。此外，Si、B、P、C 还可能形成共晶或硼化物等有害相 [101]，增加裂纹敏感性，进而影响镍基高温合金的工艺可行性与力学性能。

碳（C）、氧（O）等元素的微量污染会提高激光吸收率，因为它们会增加粉末表面粗糙度 —— 这一结论已通过镍基金属基复合材料（MMC）反射率降低得到验证 [102]。但需注意，这些耐热颗粒的存在同时会降低粉末的有效热导率 [103]。在熔合型增材制造过程中，复杂熔池对流与浮力导致的污染物团聚，以及热传导性能下降，可能共同降低成形效率并促进缺陷形成 [104]。因此，金属粉末的表面改性对成形态微观结构及优化扫描参数的工艺窗口具有显著影响。

粉末回收

由于粉末特性对熔合型增材制造成形件性能影响显著，使用前（尤其回收粉末）需对其进行全面表征。飞溅、元素蒸发与氧化会改变回收粉末的粒度分布、流动性、堆积密度及化学成分 [105]。ASTM F3049 标准 [82] 规定了一系列金属粉末表征的标准方法，汇总于表 1。

对于电子束粉末床熔融（E-PBF）、激光粉末床熔融（L-PBF）等粉末床工艺，粉末回收是关键环节 —— 成形基板上仅有小部分铺展粉末被熔化用于制造零件。然而，分布在熔化粉末周边的受热粉末可能因氧化、元素损失、形态与尺寸变化，对回收粉末特性产生不利影响，最终导致成形件力学性能波动 [106]。因此，需通过筛分确保回收粉末质量接近新粉。

但与钛合金或钢材 [107] 类似，研究表明 IN718 等可焊接镍基高温合金使用回收粉末时，其力学性能与新粉相比无显著差异 [108]。不过，熔池中产生并喷溅出的重熔粉末表面、飞溅颗粒及变形粉末，会导致回收粉末的粒度分布变宽 [109]。Nguyen 等人 [110] 报道，IN718 粉末经 10 次循环回收后，流速降低约 1.12 s・(50 g)⁻¹，堆积密度降低约 0.8%；Kong 等人 [109] 发现，使用 6 次循环后的回收粉末成形 IN718 时，因颗粒尺寸变化，成形件延展性下降 8%，屈服强度降低 50 MPa。

此外，回收粉末的氧含量随循环次数增加逐渐升高。Rock 等人 [111] 指出，IN718 粉末经 10 次回收后，氧含量可增加 100 ppm。尽管未使用的粉末在成形过程中也会缓慢吸氧，但回收粉末氧含量升高的主要原因是飞溅颗粒的存在，这一点将在下一节进一步讨论。

4.2.2 成形过程

工艺参数

熔合型增材制造成形件的微观结构、密度与表面质量，与成形参数密切相关。关于 “工艺 - 微观结构” 关系的综述表明，优化参数可有效抑制 DED [112] 与 PBF [113] 工艺中裂纹与孔隙的形成，提升体积密度。这些参数包括功率（激光或电子束）、扫描速度、扫描间距、层厚与激光光斑尺寸；对于 DED 工艺，送粉速率也是关键参数，其决定了与扫描间距、层厚相关的最小熔道宽度。

由于增材制造工艺参数众多，单一参数研究复杂，因此常采用组合参数设计镍基高温合金的工艺窗口。例如，已有研究通过体积能量密度（VED，单位 J/mm³） 关联工艺参数与成形响应，其计算公式为：VED = P/(V·H·L)×10⁶其中，P 为功率（单位 W），V 为扫描速度（单位 mm/s），H 为扫描间距（单位 μm），L 为层厚（单位 μm）[114]。

针对 CM247LC 与 CMSX486 的 L-PBF 研究表明，裂纹密度与施加的能量密度成正比 [114]；PBF 成形 IN738LC [115] 与哈氏合金 X [116] 的研究也得出类似结论。能量密度还与熔池动力学相关：Cloots 等人 [115] 发现，PBF 成形 IN738LC 时，较高能量密度下会出现匙孔；高能量密度导致熔池尺寸过大，引发微观驼峰与相邻熔道重叠不良，降低成形件平整度 [117]。

反之，能量密度过低时，熔液流动性不足且收缩倾向大，易出现球化现象，导致表面积减小 [104]、[117]；同时，冶金结合不良会降低 PBF 成形 IN718 [117]、CM247LC [114]、IN738LC [115] 等镍基高温合金的相对密度。

对于 DED 工艺，送粉速率决定熔道尺寸，因此单位长度送粉量与能量密度的匹配通常主导孔隙率与表面质量。已有研究针对 IN625 [118]、IN100 [119]、Rene 41 [120]、Waspaloy [121]、哈氏合金 X [122] 等多种高温合金，探究了送粉速率与能量密度的耦合作用。

但需注意，即使体积能量密度相同，单一参数仍可能影响最终性能。近期 de Leon Nope 等人 [123] 发现，对孔隙率影响最大的工艺参数是扫描间距，其次是功率与扫描速度：扫描间距主要导致结合缺陷，而扫描速度因熔池不稳定性（如气体裹入导致的球形孔隙）主导孔隙形成。各参数的影响程度不同，导致孔隙率预测结果与体积能量密度不完全匹配。因此，部分研究采用计算机辅助设计与机器学习优化工艺参数，以实现高效精准调控 [81]。

扫描策略

不同扫描策略对增材制造镍基高温合金的缺陷形成、微观结构与残余应变影响显著。由于扫描策略不同会导致热分布差异，晶粒结构也会随之变化（取决于温度梯度的方向与大小）。

采用 “岛状扫描 + 图案旋转” 策略时，晶粒结构更均匀，织构更弱 —— 这是因为均匀的扫描策略降低了驱动晶粒外延生长的温度梯度方向性（见图 5）[124]。研究还发现，均匀扫描策略可中断 DED 成形镍基高温合金的晶粒外延生长 [125]；此外，重复次数少的扫描策略能减少残余应变，降低成形件翘曲 [126]。

图 5 激光束粉末床熔融（L-PBF）成形哈氏合金 X 的电子背散射衍射（EBSD）图与反极图（IPF）Z 向图，展示不同扫描策略下的晶粒形态：（a）线扫描（无扫描旋转）；（b）线扫描（90° 扫描旋转）；（c）线扫描（67° 扫描旋转）；（d）岛状扫描（67° 扫描旋转）。注：第 1 行对应成形方向的晶粒结构；第 2 行对应横向方向的晶粒结构；第 3 行对应各条件下的极图 [124]。

与其他合金体系类似，镍基高温合金增材制造中需使用保护气，以避免熔合型工艺中粉末或熔液与空气发生反应。保护气的作用包括两方面：一是清除激光路径上的飞溅物、冷凝物、焊接烟尘等工艺副产物；二是防止有害夹杂物与孔隙形成。

氧是影响最显著的有害元素 —— 会促进夹杂物与飞溅物形成，进而改变熔池物理行为；同样，暴露于氧化环境的回收粉末因含飞溅物，会改变 γ′-γ″相的析出倾向，导致成形件各项力学性能下降。

粉末床熔融（PBF）工艺的成形室通常采用真空或惰性气体（如氩气、氮气）环境 [129]，以最大限度减少成形件与未熔粉末的氧化。尽管定向能量沉积（DED）工艺无需真空或惰性气体整体环境，但仍需随粉末流输送惰性保护气，覆盖电弧或激光形成的熔区之外区域，防止空气进入形成气孔或夹杂物 [50]。

然而，增材制造过程中气氛仍会与粉末床及熔池发生相互作用。模拟与实验表明，PBF 工艺的气氛对熔池几何形状影响显著 [130]。如图 6 所示，在相同压力下，氦气（He）等低密度气体的流速高于高密度气体，产生的拖曳力与流速平方成正比。尽管具体机制尚未完全明确，但初步分析显示，更高的气体流速可能引发更强的径向流动，导致更明显的 “贫粉现象”（denudation）与球化现象。

此外，这类轻质惰性气体还可能提高 DED 工艺成形件的冷却速率 ——DED 因熔池尺寸大，冷却速率通常较低 [50]。DED 工艺的优势之一是可周期性输送多种保护气，从而结合不同保护气的优点。

图 6 示意图对比氩气（Ar）与氦气（He）气氛下，单道熔道在贫粉现象与球化现象方面的形态差异 [131]。

除流速外，气氛压力也会影响熔池几何形状与特定缺陷的形成。Y. Zhao 等人 [132] 指出，与真空环境下的电子束粉末床熔融（E-PBF）相比，常压下的 L-PBF 工艺会产生更大的反冲压力，进而导致匙孔形成与表面不稳定 [132]。L-PBF 工艺中更剧烈的对流与蒸发会加速散热，导致熔区尺寸更小，同时孔隙率升高。Calta 等人 [133] 的研究也证实了缺陷形成与压力的相关性。

对于熔合型增材制造镍基高温合金而言，成形环境对工艺窗口影响显著 —— 只有在适宜的环境下，才能获得优化的微观结构与密度。

壁面效应

在 L-PBF、E-PBF 等粉末床增材制造工艺中，粉末通过刮刀（通常为滚轮、刮板或毛刷）铺展成薄层，随后通过激光或电子束进行熔合。刮刀与粉末直接接触，会直接影响粉末床状态。

Chen 等人 [134] 通过计算建模研究了铺粉过程中粉末颗粒与刮刀的相互作用，发现当粉末颗粒通过刮刀与基板之间的间隙时，部分位于粉末床表面的颗粒可能因间隙空间不足而被刮除；同时，粉末颗粒间会形成瞬时接触力网络，有时会发展为 “力拱”（force-arch）。这种力拱难以破坏，会像 “动态壁面” 一样阻碍粉末流动并刮除粉末 —— 这类现象因粉末仿佛被 “壁面” 阻挡而无法通过间隙，故被称为 “壁面效应”。

壁面效应会导致粉末床表面产生空隙，降低粉末床堆积密度。Nan 等人 [135] 提出，若刮刀与基板的间隙远大于粉末粒径，粉末被刮刀拖拽的可能性降低，粉末床密度更高。图 7（a，b）展示了壁面效应及粉末粒径与间隙大小的影响。

但需注意，增大间隙会导致粉末床增厚，需更高能量输入才能形成熔池；同时，减小粒径会降低粉末流动性与堆积密度。因此，在熔合型增材制造过程中，需合理控制粉末粒径、间隙大小及其他工艺参数，以实现平衡。

图 7 粉末床熔融增材制造工艺中的铺粉动力学：（a）粉末粒径与层厚在粉末床质量及均匀铺粉方面的关系；（b）动态 “壁面效应”：刮刀推动粉堆时，粉末间的强接触力会从粉层中拖拽部分颗粒 [134]；（c）粉末床异常现象示意图 [137]。

铺粉问题

除微观空隙外，粉末床增材制造过程中还可能出现宏观缺陷，导致粉末分布不稳定。这些缺陷会转化为成形件的孔隙 [136]，甚至引发严重失效，被称为 “铺粉异常”，与刮刀、粉末床及成形态零件间的异常作用相关。

Scime 等人 [137] 发现了铺粉过程中的多种异常现象，并将其分为六类（图 7（c））。结合文献及 Foster 等人 [138] 的类似研究可知，铺粉时刮刀可能撞击零件的 “超高凸起”（super-elevation）并发生跳动，导致零件损坏与粉末床不平整；若刮刀因零件超高凸起或粉末床污染受损，会在粉末床上留下与铺粉方向平行的条纹。

“超高凸起” 源于零件翘曲至粉层上方。翘曲是无合理支撑设计的悬挑结构常见缺陷 [139]：由于悬挑结构下方的粉末床热导率低于成形态固体零件，热源产生的热量在悬挑区域积聚，导致高温度梯度与收缩，引发翘曲；零件失效也会导致翘曲与超高凸起 —— 失效表面无法散热，热量堆积加剧变形；此外，熔合参数不当导致的零件表面粗糙或飞溅物，也会形成超高凸起，在铺粉时损坏刮刀 [138]。

为缓解传统铺粉装置（如刮板、滚轮、毛刷）的铺粉问题，采用非接触式静电铺粉装置可能是切实可行的方案。

飞溅现象

飞溅是熔合型增材制造过程中的常见现象：高能热源熔化原料时，焊接火花从熔区喷溅而出，凝固为固体颗粒后分散在成形室内。对于粉末床熔合工艺，飞溅的影响尤为关键 —— 飞溅颗粒可能附着在成形件表面或粉末床上，一方面损坏铺粉刮刀引发粉末床异常 [137]，另一方面若下一层扫描无法完全熔化大飞溅颗粒，会导致熔合不足（LoF）缺陷 [140]。

Gasper 等人 [105] 将飞溅分为两类：（1）从熔池中喷溅出的熔融材料；（2）被环境气流或电子束静电力带动的粉末颗粒 [141]。其中，熔池喷溅的飞溅与马兰戈尼流及反冲压力产生的力相关 [142]—— 熔融材料被推至熔池边缘后喷溅到周围区域；而粉末床上的原料颗粒，可能被熔池蒸汽射流引发的惰性气流带动 [143]。

在电子束熔化工艺中，电子束不仅形成熔池，还会使金属颗粒与基板带电，静电力进而引发粉末喷射 [141]。若被带动的颗粒被热源熔化，会形成 “热喷射飞溅”；若未被熔化且保留原始形态，则为 “冷喷射飞溅”，对工艺影响较小。此外，低蒸气压元素的汽化会产生纳米颗粒 [107]，这些颗粒附着在成形室壁或光学透镜上，既危害人体健康，也影响热源性能。

工艺结束后，飞溅颗粒会与未熔粉末一同被回收作为原料。熔池喷溅的材料凝固后呈球形，但飞溅颗粒尺寸可能与新粉不同，导致回收原料的粒度分布改变 [144]；部分熔化的被带动颗粒会形成团聚体，降低回收原料的长径比。如 4.2.1 节所述，粉末形态会影响回收原料的流动性与堆积密度 [78]。

更重要的是，熔融飞溅颗粒可能与成形室内的氧气反应。镍基高温合金通常含铝（Al）、钛（Ti）、铬（Cr）、硅（Si）等元素以满足性能需求，根据埃林厄姆图（Ellingham diagram），这些元素在低氧分压下也会与氧发生反应 [145]。Gasper 等人 [105] 发现，L-PBF 成形 IN718 的飞溅颗粒表面，形成了数百纳米厚的 Al、Ti 氧化膜；在 L-PBF 成形哈氏合金 X 的飞溅颗粒上，也检测到 Cr、Si 氧化物 [146]。这些氧化膜会增加回收原料的氧含量 [97]，并成为镍基高温合金增材制造成形件中氧化物夹杂的来源。关于氧化物的更多细节，将在 4.4.1 节（夹杂相关内容）中讨论。

基于对飞溅颗粒的观察（图 8），可清晰识别增材制造过程中（通过液态喷溅或颗粒带动）产生的氧化斑点与氧化膜（图 8c）。尽管化学成分变化细微，但少量 Al、Ti 与氧反应形成富 Al 和 / 或富 Ti 氧化物，这些氧化物会成为 Nb/Ti 碳化物的异质形核核心，进一步消耗 γ′相形成元素 [147]。Kong 等人 [109]、Gasper 等人 [105] 与 Nandwana 等人 [107] 的研究均证实，氧化物夹杂密度会随飞溅增加而升高。氧元素及氧化物颗粒的存在，会阻碍位错与晶界运动 [148]，进而对成形件的微观结构与力学性能产生轻微影响。

图 8 （a）IN718 合金的扫描电子显微镜（SEM）图像；（b）IN718 合金飞溅颗粒的背散射电子 SEM 图像与能谱（EDS）元素分析；（d）L-PBF 成形 IN718 合金表面的 SEM 图像与 EDS 分析（检测到氧化斑点）；（c）示意图展示粉末床熔融（PBF）工艺中激光 - 粉末相互作用及飞溅颗粒形成过程（经文献 [105] 许可转载）。

为减少飞溅的影响，熔合型增材制造过程中需控制合理的能量输入 —— 飞溅与熔池动力学稳定性直接相关 [149]：过高能量密度会形成更深的匙孔，导致更多材料汽化，引发熔池动力学不稳定。

具体工艺优化措施包括：

对于 L-PBF，可通过气流控制与合理放置样品，防止成形件被飞溅物覆盖 [150]；
对于电子束熔化（如 E-PBF），真空室环境有助于稳定熔池（反冲压力更小）[132]，且采用低束电流与散焦电子束，可避免静电力导致的意外粉末喷射 [151]；
对于回收原料，建议循环使用后过筛以去除团聚体或大颗粒，并对其进行成分分析 [146]。

元素蒸发

熔合型增材制造过程中，高能热源与熔池相互作用，导致熔池内材料汽化 —— 这会引发气体膨胀与反冲压力 [149]。但不同元素的蒸发速率存在差异：特定温度下，蒸气压高的元素更易汽化。这种选择性汽化会导致成形件成分变化，进而影响性能。

根据著名的朗缪尔方程（Langmuir equation）[152]，低压下熔融液体中合金元素的蒸发速率可表示为：J = P/√(2πMRT)其中，J 为蒸气流密度，P 为元素在液体表面的蒸气压，M 为元素摩尔质量，R 为气体常数，T 为绝对温度（单位 K）。尽管有研究指出，增材制造成形件的实验数据与该方程计算结果存在 5%~20% 甚至更大偏差 [153]，但该方程仍为理解熔合型增材制造中元素选择性蒸发提供了重要理论依据。

Mukherjee 等人 [153] 发现，熔合型增材制造 IN625 合金时，铬（Cr）的元素损失约为 0.01 wt%，相较于 Ti-6Al-4V 或其他高锰合金，其元素蒸发敏感性更低；Ahsan 等人 [154] 计算了 L-PBF 成形 IN718 的质量流，发现高能量密度下镍（Ni）与铬（Cr）的浓度变化最大（约 0.2%）；Nandwana 等人 [107] 的研究也得出类似结论 ——E-PBF 工艺中 Cr 与 Ni 的质量流最大。

这些结果表明，镍基高温合金中蒸气压高、浓度高的元素易发生浓度损失，而蒸气压低的元素则易发生偏析。此外，Gasper 等人 [105] 与 Nandwana 等人 [107] 发现，羽烟中 Ni 与 Cr 的浓度最高；Panwisawas 等人 [155] 指出，L-PBF 工艺后 Cr 与钴（Co）的损失约为 1 原子百分比（at%）。

尽管 1%~2% 的成分变化对增材制造镍基高温合金而言似乎不显著，但仍需谨慎控制以满足合金标准成分要求；同时，需关注粉末状态 —— 飞溅颗粒伴随元素蒸发，会改变回收粉末成分，进而影响后续成形件的力学性能 [97]。

4.3 微观结构

增材制造工艺优化包括调整扫描参数与预热温度。与热处理相比，该方法无需额外工序，调整自由度更高、成本更低。总体而言，工艺优化的核心目标是通过以下两种方式最小化温度梯度：（1）降低冷却速率；（2）改变熔池体积及已沉积层 / 熔道的部分重熔体积。

基板预热可通过延长冷却时间，有效减小层间温度梯度，进而降低凝固过程中的残余应力 —— 这一效果已在熔合型增材制造镍基高温合金中得到验证 [156]。但需注意，E-PBF 等工艺已采用高达 1000°C 的基板预热；尽管 E-PBF 成形件的残余应力低于其他激光基工艺，仍可通过调整扫描参数等策略进一步降低残余应力。

熔合型增材制造镍基高温合金的晶粒结构通常具有方向性：沿成形方向呈柱状晶，沿横向呈等轴晶；扫描策略等工艺参数会导致非外延凝固程度不同，进而影响织构倾向。这种微观结构特征在 L-PBF [157]、DED [158]、E-PBF [159] 成形的多种镍基高温合金中均有广泛报道。

4.3.1 晶粒结构

单道熔池内及层 / 道重叠区域的晶粒生长机制，如图 9 所示 [160]。对于面心立方（fcc）结构的镍基高温合金，柱状晶倾向于沿 [001] 方向生长 —— 这是因为该方向的弹性模量低于 [110]、[111] 方向 [161]。在图 9a 中温度梯度矢量 G 的驱动下，[001] 取向的晶粒会沿熔池边界优先生长，具体存在三种生长模式：

A 区
：温度梯度分量 Gz 主导（Gz » Gy），柱状晶在温度梯度 G 作用下沿 [001] 方向持续生长；
B 区
：远离熔池中心，Gy 增大至与 Gz 相当，[010] 与 [001] 取向的晶粒竞争生长，形成柱状晶与等轴晶共存的结构；
C 区
：熔池边缘区域，Gz 再次主导，晶粒沿垂直于成形方向生长。

Gu 等人 [162] 通过 ANSYS 分析，获得了 L-PBF 成形 IN718 更全面的定量热数据：熔池中心冷却速率约为 10⁶ K/s，远离中心后逐渐降低；熔池中心温度梯度接近 0，远离中心后急剧升高。

根据 Hunt 等人 [163] 提出、Gäumann 等人 [164] 修正的判据，高冷却速率与低温度梯度有利于柱状晶 - 等轴晶转变（CET）—— 这与熔池中部从柱状晶向等轴晶的微观结构变化完全一致。

图 9 示意图展示（a）单道熔池、（b）多道熔池、（c）层间重叠区域的枝晶生长过程 [160]；（d）L-PBF 成形 IN718 的微观结构及熔池截面内不同区域的分布 [162]。

增材制造成形件的晶粒结构不仅受单道熔道影响，还与后续熔道及沉积层密切相关。Yang 等人 [160] 发现，在远离熔池中心的重叠区域，晶粒竞争生长形成胞状结构（见图 9b）；而熔池中心区域，晶粒沿 [001] 方向主导生长 —— 叠加后续层 / 道的影响，最终形成细长晶粒（见图 9c）。

在温度梯度驱动下，这种竞争生长还会随扫描策略变化，改变沿成形方向的晶粒取向。Helmer 等人 [165] 报道，柱状晶会随扫描图案旋转呈 “之字形” 生长，其边界处因多方向竞争生长，存在大量等轴晶；同样，晶粒竞争生长与扫描轨迹的耦合，也会使横向方向形成复杂织构（具体取决于扫描策略）。例如，层间采用 “之字形” 旋转扫描时，成形件通常呈现 “棋盘状” 扫描图案特征。

此外，研究发现成形件平均晶粒尺寸随高度增加而增大，这源于冷却速率降低。相较于 L-PBF，E-PBF 成形件的这种微观结构演变更显著 —— 因基板预热导致冷却速率更低。如图 10 所示，随样品高度增加，柱状晶宽度显著增大 [101]；同样，E-PBF 与 DED 工艺的低冷却速率，也更有利于镍基高温合金的外延生长。

对比 L-PBF（图 12a）与 E-PBF（图 12b）成形 SB-CoNi-10 高温合金的晶粒结构可见，E-PBF 成形件中柱状晶连续生长，〈001〉织构比 L-PBF 成形件更显著 [166]。

图 10 E-PBF 成形不可焊接 Ni-Co-Cr-Mo-Al-Ti-B 镍基高温合金从底部到顶部的微观结构：（a）光学显微镜图像，（b）电子背散射衍射（EBSD）图，（c）背散射电子扫描电子显微镜（BSE-SEM）图像。

图 11 激光喷丸处理后 IN625 沿成形方向不同区域的透射电子显微镜（TEM）图像：（a）、（b）顶层表面附近，（c）、（d）深度 100 μm 处，（e）、（f）深度 1000 μm 处；（g）微观结构整体示意图 [168]。

图 12 SB-CoNi-10 高温合金：（a）L-PBF 成形，（b）E-PBF 成形 [166]；（1）拼接 BSE 图像展示成形态微观结构，（2）-（5）分别为距顶层 1 mm、2 mm、4 mm 处的局部微观结构；（6）、（7）为成形态与热处理后样品垂直截面的反极图（IPF）Z 向图；（8）、（9）为高倍观察热处理样品的 γ-γ′结构。注：（1）比例尺 50 μm，（2）-（5）比例尺 5 μm，（6）-（7）比例尺 500 μm，（8）比例尺 25 μm，（9）比例尺 5 μm [166]。

通过调整扫描参数改变热历史，可促进柱状晶 - 等轴晶转变（CET）。研究发现，除降低各向异性外，等轴晶结构还能有效抑制增材制造镍基高温合金的裂纹扩展 [167]。关于镍基高温合金工艺优化与微观结构控制的更详细讨论，将在第 5、6 节展开。对于工艺窗口狭窄的不可焊接镍基高温合金，若不产生危害力学性能的孔隙与裂纹，参数优化难度较大。

热处理后，成形件织构会减弱。已有研究表明，采用超固溶热处理可获得等轴晶结构 [169]；但若热处理温度不足，析出相的钉扎作用会阻碍晶界迁移，导致晶粒结构无明显变化 —— 这与传统工艺标准热处理后，增材制造镍基高温合金仍保留显著各向异性的现象一致 [170]。

热处理后的晶粒结构还受增材制造工艺影响：E-PBF 因基板充分预热，消除了大部分残余应力且冷却速率低，因此其成形件热处理后晶粒比 L-PBF 更粗大。图 12（a-7）的 EBSD IPF Z 向图清晰显示，SB-CoNi-10 高温合金经 E-PBF 成形与热处理后，晶粒尺寸增大超过 100 μm [166]。

Park 等人 [171] 报道，对首次扫描区域采用 5% 能量密度的激光重熔后，被认为与裂纹萌生源相关的小角度晶界（LAGB）数量占比及平均取向差显著降低。另有研究聚焦热处理的作用：激光冲击喷丸 [168] 或高压轧制 [172] 可引入压应力，缓解导致裂纹的拉应力。

如图 11 的 TEM 图像所示，激光冲击喷丸还能使位错与细小析出相缠结，并形成细小再结晶晶粒 —— 这种结构既能强化材料，又能显著提升抗裂纹扩展能力 [168]。

4.3.2 物相形成

增材制造过程的热历史决定了镍基高温合金的微观结构演变。熔合型增材制造的冷却速率为 10³-10⁸ K/s，远高于焊接或铸造工艺 [173]。这种高冷却速率会形成细小枝晶结构，且晶内位错密度高；此外，后续扫描过程中，已凝固区域还会受重熔或热影响区（HAZ）作用。

周期性热输入一方面加速难熔元素扩散以促进形核，另一方面高冷却速率与温度梯度会产生大过冷度并提供充足形核位点 —— 双重作用使增材制造镍基高温合金中形成细小弥散的析出相，且生长受限 [174]。

如图 13 所示，与锻造或铸造工艺相比 [170]，L-PBF 成形 IN718 [175] 的微观结构中，δ 相更多沿枝晶边界与晶界析出，且颗粒尺寸更小。

图 13 激光束粉末床熔融（L-PBF）成形 IN718 的微观结构与晶粒尺寸分布；图中还包含锻造与铸造工艺 IN718 的微观结构及对应扫描电子显微镜（SEM）图像 [170]。

有趣的是，温度梯度与冷却速率的差异会导致枝晶结构与相变不同，且基板预热还会进一步影响不同增材制造工艺中析出相的尺寸分布。根据实验得出的 “冷却速率 - 枝晶臂间距（DAS）” 关系，枝晶臂间距与冷却速率呈反比 [176]。

由于电子束粉末床熔融（E-PBF）工艺存在基板预热，激光基增材制造工艺（包括 L-PBF 与定向能量沉积 DED）的冷却速率被报道为 E-PBF 的 1000 倍 [174]。因此，与激光基工艺相比，E-PBF 更易形成粗大枝晶结构，进而导致更显著的元素偏析 ——S. P. Murray 等人 [166] 的研究证实了这一点（见图 14）：布里奇曼铸造（Bridgman casting）工艺制备的合金枝晶臂间距最大、微观偏析最严重，印证了凝固过程受冷却速率控制。Murr 等人 [177] 的研究也总结了类似结论。

同时，E-PBF 的基板预热会促进析出相生长，但降低残余应力。因此，尽管 E-PBF 成形镍基高温合金的析出相体积分数降低，但其平均尺寸更大 ——IN625 [166] 与 IN718 [178] 的研究均证实了这一现象。Nandwana 等人 [179] 报道，E-PBF 成形 IN718 时，若预热温度设为 915°C，针状 δ 相（Ni₃Nb）尺寸可超过 10 μm；类似地，对比 L-PBF [180] 与 E-PBF [181] 成形 CM247LC 可知，E-PBF 的预热工艺促使 γ′相从纳米级生长至微米级。

此外，高预热温度还会使析出相在成形过程中持续生长，导致 γ′相尺寸与样品高度呈反比（图 10（c））[101]。同样，DED 工艺因熔池尺寸较大，凝固时间更长，也更有利于析出相形核与生长 ——DED 成形 IN718 中存在纳米级 γ′′相的现象便证实了这一点 [182]。

图 14 背散射电子（BSE）显微镜图像展示 SB-CoNi-10 镍基高温合金经不同工艺制备后的成形态微观结构（横向方向）：（a）布里奇曼铸造，（b）E-PBF，（c）L-PBF；（d）-（f）分别为三种工艺样品的电子探针显微分析（EPMA）定量成分数据及展示化学偏析的 Scheil 曲线 [166]。

热处理后，激光基增材制造成形件中高密度的位错（可提供大量形核位点）会促进相变。与图 12（a-b（i））的观察结果类似，E-PBF 成形高温合金的 γ′相与 γ′′相尺寸更大 —— 这是因为 E-PBF 成形件位错密度更低，导致形核数量减少 [166]。

除主要析出相外，这种差异还会影响其他次要析出相的形成动力学。Kuo 等人 [183] 报道，增材制造 IN718 中，针状 δ 相沿晶界与亚晶界持续生长；但有趣的是，经固溶热处理与时效后，E-PBF 成形 IN718 的 δ 相数量少于 L-PBF 成形件 —— 这是因为 E-PBF 的高预热温度降低了残余应力，从而延缓了后续热处理中的相变。

结合镍基高温合金的冶金特性，可根据其主要强化相对增材制造诱导的微观结构进行大致分类，具体分为 γ′′相强化型与 γ′相强化型两类高温合金：

γ′′相强化型高温合金

这类合金中，铌（Nb）向枝晶间区域偏析，形成富 Nb 相（如拉夫斯相、δ 相、NbC）（见图 15）。经适当固溶热处理后，这些相溶解，Nb 元素实现均匀分布；再经时效处理，可获得 γ′/γ′′相均匀分布的微观结构（见图 15（a））。

若在低于 1010°C 的温度下进行亚固溶热处理，δ 相不会完全溶解，而是沿 Nb 偏析区域分布 [184]（见图 15（c）-（e））。这种微观结构在增材制造 IN718 [185] 与 IN625 [186] 中被广泛报道。

γ′相强化型高温合金

以 Haynes 282 为例，这类合金中，钽（Ta）、钛（Ti）等 γ′相形成元素的偏析，会导致（Ta, Ti, Hf）C 碳化物及其他类型碳化物（如富铬 M₂₃C₆、富钼 M₆C）的形成 [187]。这些碳化物会阻碍位错运动，导致位错在枝晶间区域堆积。

如图 15（b）所示，由于共晶形成及位错提供的低能扩散路径，胞状枝晶间区域的 γ′相尺寸显著大于枝晶芯部区域。经适当热处理后，可观察到 γ′相的双峰分布及碳化物（见图 15（d）、（f））；若采用亚固溶热处理，主要 γ′相沿晶界析出（见图 15（d）-（f））。

这种微观结构在增材制造 CM247LC [64]、IN738LC [65]、CMSX-4 [66]、Mar M-247 [67]、Rene 104 [68]、Rene 65 [188]、Haynes 282 [187]、Rene 142 [69] 中均有发现。

图 15. 不同热处理条件下 IN 718 激光功率直接能量沉积（LP-DED）、Haynes 282 激光粉末床熔融（L-PBF）和 Hastelloy X 激光粉末床熔融（L-PBF）试样的典型扫描电子显微镜（SEM）显微照片：（a）-（c）沉积态（未热处理，NHT），（d）-（e）完全热处理的 IN 718 LP-DED（即 1065℃/1.5 小时应力消除（SR）+1162℃/3.5 小时均匀化 + 1065℃/1 小时固溶 + 760℃/10 小时完全时效 + 650℃/10 小时完全时效）[189]；（f）-（g）完全热处理的 Haynes 282 L-PBF（即 1065℃/1.5 小时应力消除（SR）+1165℃/3.5 小时 / 100MPa 热等静压（HIP）+1135℃/1 小时固溶 + 1010℃/2 小时完全时效 + 788℃/8 小时完全时效）[187]；（h）-（i）完全热处理的 Hastelloy X L-PBF（即 1065℃/1.5 小时应力消除（SR）+1165℃/3.5 小时 / 100MPa 热等静压（HIP）+1177℃/3 小时固溶）[190]。

4.4. 缺陷和异常增材制造过程中金属层的熔合可能导致与粉末化学成分、粉末截留气体、粉末铺展动力学、未熔合、匙孔孔隙、轨迹末端、扫描过程中的飞溅、残余应力和裂纹、变形和分层、夹杂物、元素蒸发、表面光洁度和粗糙度以及后处理过程中产生的孔隙等相关的缺陷和异常的形成。最近，Mostafaei 等人 [18] 和 Wang 等人 [191] 发表了关于增材制造金属的深入综述。基于熔合的增材制造过程中的缺陷会影响成型件的质量，从而导致性能下降，因此检测和缓解缺陷很重要，特别是对于大多数在高温、恶劣和复杂载荷条件下使用的镍基高温合金。如前一节所述，有一些因素会显著影响增材制造镍基高温合金中缺陷的形成，例如原料和加工异常。在本节中，将简要总结和讨论在增材制造镍基高温合金制造过程中发现的不同类型缺陷和异常的形成机制。此外，还将讨论目前针对不同类型缺陷使用的最先进的缺陷检测方法。将讨论缺陷形成的潜在机制以及消除缺陷的实际方法。4.4.1. 亚表面 / 内部缺陷在 3.2.1 节中，介绍并讨论了粉末特性对基于熔合的增材制造技术的影响。制造致密增材制造部件的关键是具有可接受的粉末流动性和良好堆积密度的原料。然而，粉末床的状况可能会受到粉末铺展过程的影响，导致粉末床密度低或粉末床粗糙（不均匀），这对最终的增材制造部件是不利的。孔隙是增材制造部件中常见的缺陷，对机械性能尤其是疲劳性能有害 [192]。一般来说，基于熔合的增材制造镍基高温合金的孔隙主要是由粉末特性或增材制造过程中使用的不当熔合工艺参数引起的。镍基高温合金的复杂成分对增材制造过程中孔隙形成的影响较小。根据孔隙形态和形成机制，工艺诱导的孔隙通常可分为以下几类：未熔合、截留气体和匙孔孔隙。・未熔合（LoF）一般来说，未熔合的典型形态是不规则的空洞，是能量输入不足的结果。在熔合过程中，高扫描速度或低能量源会产生较小的熔池。如果小熔池不能在相邻的熔池轨迹或后续层之间产生足够的冶金结合，就会形成不规则的空洞。Tang 等人 [193] 开发了一个分析指标，其中熔池尺寸、扫描间距和层厚度是预测激光粉末床熔融（L-PBF）过程中未熔合孔隙的主要因素。然而，他们的模型没有考虑到由球化效应和匙孔熔化引起的其他孔隙。Ning 等人 [194] 提出了一种基于热行为和孔隙形成之间相关性的新分析方法，其预测精度有所提高。未熔合孔隙的例子如图 16（c，d）所示。

・匙孔孔隙

图 16. 不同缺陷形成机制示意图。（a）中的未熔合（LoF），大的不规则孔隙内有未熔化的粉末颗粒，（b）中为不完全熔化引起的孔隙，（c）中金属飞溅的负面影响导致阴影效应和未熔合的形成，（d）中为熔池内不稳定的流体流动导致表面粗糙度。（e）中的气孔是由表面波动截留的气体，（f）中为进入熔池的原始粉末中截留的气体，（g）中为气体通过基板表面裂纹进入熔池，（h）中为凝固过程中析出的气孔。（i）中的匙孔是由于过渡区域匙孔后壁因温度降低而坍塌，进而增强了表面张力，导致反冲压力和停滞压力的共同作用，（j）中为激光突然关闭导致的匙孔。

虽然未熔合是由于能量输入不足形成的，但匙孔诱导的孔隙是熔合源能量密度高的结果，通常具有近球形的形态。匙孔是指在熔池内部形成的开孔。熔合源的高能量输入导致熔池内部高温，使材料汽化。热梯度还会产生较大的表面张力，将熔融材料从热的中心拖向附近较冷的边界。材料蒸汽和表面张力的合力在熔池内形成一个匙孔。一旦能量输入被切断或移除，匙孔就会坍塌，因为该力无法支撑熔融材料。然后，来自腔室的金属蒸汽或惰性气体作为气泡被截留在熔池中 [149]。匙孔的深度随着能量输入的增加而增加。更深的匙孔增加了孔隙形成的趋势，因为气体不太可能从匙孔中逸出。据报道，在熔池轨迹的末端或转折点处，匙孔诱导的孔隙要严重得多，因为那里的能量密度会突然变化。这可能导致更深的匙孔或突然坍塌 [195]，这也被称为 “转折点” 或 “轨迹末端” 孔隙。匙孔孔隙的例子如图 16（i-k）所示。匙孔孔隙的形成取决于增材制造工艺变量（即激光或电子束功率、光斑尺寸、扫描速度等）、材料特定属性（即沸点、粉末粒径和分布、粉末床厚度等）以及气氛的选择 [196]。因此，需要对机器和材料进行特定分析，以尽量减少孔隙的形成，主要关注工艺变量对熔池尺寸和形态以及蒸汽腔特性的影响。・截留气体孔隙在基于熔合的增材制造过程中，惰性气体被吹入成型室以保护液态金属免受氧化。由于液态金属对气体的吸收倾向很高，因此在凝固过程中经常会形成气孔。它们通常是圆形的，球形度大于 0.7，尺寸为 50 微米。最终成型件中气孔的另一个来源可能来自粉末原料，也称为粉末中的截留气体。金属粉末中的气体主要是在粉末生产过程中引入的。通常，气体雾化粉末的孔隙率较高，而机械研磨或等离子旋转电极粉末的孔隙率最小。当激光或电子束与粉末相互作用时，气体被引入熔池并可能溶解，然后，其中一部分气体被截留在凝固的金属中形成孔隙。粉末上的水分可能是粉末进料过程中气孔的另一个来源。在基于熔合的增材制造过程中，熔池表面波动也会导致气孔的形成。熔融金属池表面的凸起以及由熔池表面波动引起的液滴或飞溅可能会截留周围的气体，导致气孔的形成。Hojjatzadeh 等人 [197] 还证明，如果在快速冷却时发生凝固裂纹，周围的气体就会流入与沉积层 / 基板顶面相连的裂纹中，从而导致气孔的形成。最后，如果镍基高温合金由挥发性元素组成，它们可能会由于高能量和热输入而蒸发，从而在凝固的金属中产生气孔 [198]。雾化粉末中截留气体孔隙的形成机制如图 17 所示 [199]。在雾化过程中，高速惰性气体可能会将熔融液滴吹成一个 “袋子”。袋子破裂并变成更小的液滴。这被称为 “袋子破裂” 机制，可能会导致小的卫星颗粒附着在雾化粉末上。然而，如果熔融液滴的粘度足够高，“袋子” 可能不会坍塌成小液滴，而是将自己封闭成一个空心球体，内部截留惰性气体，这就是观察到的带有球形孔隙的粉末。由于粉末截留气体与惰性气体流的高速有关，Anderson 等人 [98] 的一项综述建议使用动能降低的气体进行雾化过程，可以避免 “袋子” 的形成，抑制卫星颗粒和粉末截留气体的形成。据报道，小颗粒粉末截留气体的倾向较小 [200]，因为小颗粒是由 “袋子” 坍塌形成的，同时，小液滴的高冷却速率导致更高的表面张力，从而抑制了气体的截留。

图 17 “袋状破裂” 机制示意图：惰性气流将液滴吹成 “袋状” 结构；若该 “袋状” 结构未坍塌为更小液滴，气体将被截留于凝固后的粉末内部 [199]。

部分图文

图 18 不同孔隙率的粉末及采用相同沉积参数制备的对应增材制造成形件；图中清晰显示，原料粉末中的孔隙可转移至最终成形件中 [201]。

图 19 激光束粉末床熔融（L-PBF）成形 IN738LC 合金中氧化物夹杂及对应裂纹的扫描电子显微镜（SEM）图像与元素分析图 [204]。

图 20 激光束粉末床熔融（L-PBF）成形 CM247LC 与 IN939 合金中观察到的凝固裂纹；锯齿状裂纹的形成与凝固后期枝晶臂分离相关 [221]。

图 24 （a）基于熔合的增材制造过程中残余应力产生机制示意图（根据文献 [238] 的图表修改）；（b）通过中子衍射测量的残余应力分布图，分别对应垂直方向应力与水平方向应力 [239]。

图 27 缺陷检测：（a）-（c）显微 X 射线计算机断层扫描（μ-XCT）分析结果 —— 在热处理后的粉末冶金（PM）镍基 RR1000 高温合金中检测到夹杂物；（a）-（b）显示裂纹在 γ 晶粒基体与夹杂物的界面处萌生；（c）为裂纹与夹杂物的三维重建图像（转载自文献 [266]）；（d）-（f）激光束粉末床熔融（L-PBF）成形 316L 不锈钢的缺陷检测对比 ——（d）热成像原位监测数据、（e）光学断层扫描数据与（f）显微 X 射线计算机断层扫描（μ-XCT）分析数据的对比 [274]。

图 29 增材制造镍基高温合金的原位及操作同步辐射 X 射线成像：（a）-（c）为激光功率定向能量沉积（LP-DED）成形 IN718 的检测结果 [304]；（d）-（f）为激光束粉末床熔融（L-PBF）成形 CM247LC 的检测结果 [305]；（a）、（d）分别为 X 射线成像与衍射的实验装置示意图；（b）、（e）分别为 X 射线成像与衍射的定时辐射图像；（c）、（f）分别通过示意图及 X 射线成像与衍射结果，展示熔池形成机制（转载自文献 [304]、[305]）

图 42 激光束粉末床熔融（L-PBF）成形 IN718 合金的蠕变裂纹扩展机制 [424]：（a）、（b）、（c）分别为垂直成形、正交成形、水平成形试样不同测试案例的失效面示意图；（d）、（e）、（f）分别为三种成形方式试样蠕变断口截面的扫描电子显微镜（SEM）图像，展示失效机制的微观特征；（g）为垂直成形试样的蠕变裂纹路径机制示意图，表现为沿晶开裂并伴随部分解理台阶；（h）为正交成形试样的裂纹路径机制示意图，沿晶开裂导致晶界分离与滑动；（i）为水平成形试样的裂纹路径机制示意图，表现为准解理断裂；（j）、（k）、（l）分别为三种成形方式试样经 Mountains Maps 软件处理的 Alicona 扫描结果及断口 SEM 图像。

图 44 用于模拟和预测 “原料 - 工艺 - 结构 - 缺陷 - 性能” 关系的传热、流体流动及质量传递机理模型示意图 [442]。

图 48 IN718 合金平板基板上不同熔化模式（传导模式、过渡模式、匙孔模式）下熔池形态的实验结果（左）与模拟结果（右）对比：（a）传导模式，（b）过渡模式，（c）匙孔模式 [463]。

图 49 激光束粉末床熔融（L-PBF）成形 IN718 基板（无粉末）时，不同预热温度下熔池形态的实验与模拟结果对比：（a）、（b）匙孔模式（功率 250 W，扫描速度 500 mm/s）下，预热温度 100℃与 300℃的熔池形态；（c）、（d）传导模式（功率 250 W，扫描速度 1500 mm/s）下，预热温度 200℃与 300℃的熔池蒸汽凹陷；（e）匙孔模式（功率 250 W，扫描速度 500 mm/s）下，不同预热温度对应的熔池体积；（f）传导模式（功率 250 W，扫描速度 1500 mm/s）下，预热温度 100℃与 500℃的整体熔池速度分布。

图 51 激光功率定向能量沉积（LP-DED）成形 IN718 的晶粒结构演变（激光功率 840 W，扫描速度 10 mm/s）：（a）沉积件纵向中心面与顶面的模拟结果可视化 [481]；（b）水平与垂直平面的电子背散射衍射（EBSD）实验结果 [485]；（c）水平与垂直平面的模拟结果 [481]。

图 52 激光束粉末床熔融（L-PBF）成形 IN740H 合金的晶粒结构：实验结果与离散位错动力学（DDD）模拟结果对比：（a）电子背散射衍射（EBSD）反极图（IPF）实验结果 [490]；（b）DDD 模拟预测结果 [489]；（c）EBSD 分析获得的反极图（IPF）[490]；（d）DDD 模型预测的反极图（IPF）[489]。

图 53 采用相场模拟对激光束粉末床熔融（L-PBF）成形 IN718 合金进行凝固模拟（平均无量纲温度梯度为 0.498，对应温度梯度约 1.04×10⁶ ℃/mm）：（a）时间步长 t=1 ms 时的相场模拟结果；（b）时间步长 t=1.7 ms 时的相场模拟结果；（c）时间步长 t=1 ms 时的浓度分布；（f）用于测量成形态 L-PBF IN718 样品二次枝晶臂间距（SDAS）的扫描电子显微镜（SEM）图像示例 [493]。

图 54 增材制造 IN718 合金凝固过程中拉夫斯相形态的相场模拟结果与实验对比（两种冷却速率：1000 K/s 与 4000 K/s）：（a）、（d）为铌（Nb）的溶质浓度分布；（b）、（f）为拉夫斯相颗粒的相分布；（c）、（e）为来自文献 [499] 的拉夫斯相颗粒 SEM 实验观察结果。

图 61 采用原子探针层析（APT）与 IVAS 软件检测并重建的等浓度面（绿色点代表镍（Ni）原子，红色点代表锆（Zr）原子）。

图 68 （a）采用解析瞬态模型（ATM）对电子束熔化（EBM）成形不可焊接高温合金 713ELC 的三种不同扫描条件进行凝固模拟得到的凝固图；（b）为每种扫描条件下温度梯度（G）矢量空间变化的箭头图。下表给出了扫描参数 C1、C2、E0 的具体数值（其中 I 为电流，V 为扫描速度，FO 为聚焦偏移，LO 为线偏移，γb 为名义束半径）。层厚与预热温度分别控制为 100 μm 与 1000 ℃；（b）中还提供了经 C1、C2、E0 参数成形样品的电子背散射衍射（EBSD）图及对应极图 [602]。

图 69 电子束粉末床熔融（E-PBF）成形 DZ125 镍基高温合金在不同能量密度下的 EBSD 反极图（IPF）Z 向图：（a）1.88 J/mm²；（b）2.07 J/mm²；（c）2.31 J/mm²；（d）2.50 J/mm²；（e）2.50 J/mm²；（f）5.00 J/mm²[544]

结论/展望

8.1 原料

本综述通篇表明，增材制造所用粉末原料的特性对镍基高温合金的工艺可行性起着关键作用。综上，颗粒形态与粒度分布决定了粉末的流动性与堆积密度：流动性好、堆积密度高的粉末，能让熔液更充分地填充孔隙，从而提高定向能量沉积（DED）与粉末床熔融（PBF）工艺成形镍基高温合金零件的体积密度。尽管提高表面粗糙度可增强热吸收率，但采用无超细颗粒的球形粉末，更易获得优异的流动性与最终体积密度。

粉末中裹入的气体（尤其氧气）与污染物，可能形成有害相（促进裂纹扩展）并在凝固零件中残留气孔，进而降低体积密度；这一现象与回收粉末成形件性能下降的规律类似 —— 分布在熔化粉末周边的受热粉末会因氧化、元素损失、形态重塑及粒度分布变化，导致流动性降低。因此，粉末制备与筛分技术的选择，与镍基高温合金的材料性能高度相关。

8.2 增材制造工艺

尽管增材制造可通过将组件的多个零件整合为单一构件实现 “零件集成”，但在缺陷控制与微观结构调控方面，工艺优化仍具复杂性。由于缺陷形成与 “激光 - 粉末相互作用”“激光 - 熔池相互作用” 密切相关（这两种作用会影响熔池稳定性与热历史），工艺优化可通过 “工艺窗口” 实现 —— 既可以单一扫描参数 / 扫描策略为变量，也可采用能量密度等综合参数为变量。

此外，增材制造中使用的保护气及其流速，会从氧化、熔池几何形状、气体裹入及飞溅等方面显著影响成形件性能。借助对各类孔隙与裂纹形成机制的理解，研究人员已针对可焊接与不可焊接镍基高温合金，开展了计算机辅助工艺优化（包括机器学习、有限元建模）及基于光学 / 红外相机的工艺监测。

8.3 微观结构

镍基高温合金凝固时，熔池边界处的高温度梯度与高冷却速率共同作用，使晶粒沿 [001] 方向择优外延生长；向熔池中心移动时，温度梯度与凝固速率变化，导致微观结构从胞状枝晶向柱状枝晶过渡。

不同的扫描条件、扫描策略、预热温度及激光 / 电子束的能量与尺寸，会进一步改变热历史与重叠区域占比，进而重构晶粒结构并引发晶粒竞争生长，最终导致柱状晶 - 等轴晶转变（CET）程度的差异。

熔合型增材制造的快冷却速率，还会减小枝晶臂间距、降低微观偏析并抑制析出相形成：激光束粉末床熔融（L-PBF）成形镍基高温合金中，即便该类合金析出倾向高，也仅能观察到纳米级 γ′/γ″相，以及由微观偏析引发的拉夫斯相、δ 相、碳化物等第二相；而 DED 与电子束粉末床熔融（E-PBF）工艺的冷却速率更低，允许 γ′/γ″相及其他第二相生长，实现从纳米级到微米级的尺寸转变。

增材制造高温合金的微观结构演变还与成形态晶粒形态相关：若采用亚固溶热处理，析出相的钉扎作用会阻碍晶界迁移，导致织构与柱状晶特征保留；熔合型增材制造快冷却速率产生的残余应变，会促进再结晶，因此 L-PBF 工艺的晶粒结构演变更显著于 DED 与 E-PBF。但需权衡的是，高应变能也可能导致析出相快速粗化并形成有害相，削弱力学性能。

针对熔合型增材制造镍基高温合金的各向异性与独特微观结构演变，研究人员结合计算建模、破坏性 / 非破坏性表征等工具，通过优化工艺条件与合金成分，成功在一定程度上实现了柱状晶 - 等轴晶转变，并提升了镍基高温合金的工艺可行性，为设计人员更广泛、更高效地应用增材制造镍基高温合金创造了条件。

8.4 缺陷

熔合型增材制造可制备复杂几何形状零件，在镍基高温合金领域备受关注，但工艺相关缺陷的形成仍是核心研究方向。多数缺陷会危害力学性能并降低生产合格率，如孔隙、裂纹、变形 —— 这类缺陷通常由熔合能量不当或原料固有缺陷引发；此外，高含量 γ′相形成元素与微量元素的添加，也会增加熔合过程中的裂纹敏感性。

部分次要缺陷对力学性能影响较小，但会影响成形件尺寸一致性，如元素蒸发、飞溅、夹杂物、表面粗糙；还有少数缺陷具有积极作用，例如氧化物或碳化物夹杂物可通过弥散强化提升成形件力学性能。

8.5 力学行为

本综述重点对比了多种增材制造镍基高温合金与传统制造合金的力学性能（基于文献基准数据），具体分析如下：

拉伸性能

对比了激光束粉末床熔融（L-PBF）成形 Haynes 282、L-PBF 成形哈氏合金 X、E-PBF 成形 IN718、L-PBF 成形 IN718、L-PBF 成形 IN625、粉末床黏结剂喷射（PB-BJ）成形 IN625 等合金在室温与高温下的拉伸性能。结果表明：固溶强化型哈氏合金 X 与 IN625 在室温与高温下强度最低；γ″相强化型 IN718 强度最高，甚至优于 γ′相强化型 Haynes 282。此外，高温拉伸载荷下，晶界（尤其垂直于载荷方向的晶界）是最薄弱区域 —— 这是因为凝固后期晶界处形成的脆性金属间化合物 / 杂质相，是裂纹萌生源。

疲劳性能

针对增材制造镍基高温合金的疲劳性能，重点分析了工艺诱导缺陷（尺寸、体积分数、形态）与微观结构特征等交互因素导致的复杂失效机制，并以 IN718 与 IN625 为研究对象（文献数据更丰富），探讨了影响疲劳失效的关键因素：

表面粗糙度
：增材制造工艺诱导的表面缺陷易引发疲劳失效，因此无论热处理状态如何，表面后处理（去除增材制造表面 / 亚表面缺陷）均可提升疲劳性能；
热等静压（HIP）
：HIP 对增材制造 IN625 与 IN718 的疲劳性能影响不显著（与热处理状态无关），且 HIP 处理后两种合金的疲劳性能与变形合金相当 —— 这源于内部孔隙对二者疲劳性能影响极小；
脆性第二相
：以激光功率定向能量沉积（LP-DED）IN718 为例，分析了拉夫斯相在疲劳断裂中的作用：疲劳裂纹萌生与扩展阶段，拉夫斯相可阻碍裂纹扩展；而断裂后期，拉夫斯相因脆性高于基体而发生断裂；
热处理
：探讨了不同热处理对疲劳裂纹扩展速率（FCGR，da/dN）的影响（FCGR 是损伤容限与耐久性的重要指标）：

L-PBF 成形 IN625：未热处理（NHT）状态下，Paris 区 FCGR 与变形合金相当；应力消除（SR）、HIP 等热处理后，低应力比下抗疲劳裂纹扩展能力（ΔKth）更高 —— 这源于粗晶粒结构对裂纹尖端张开的屏蔽作用（由裂纹闭合机制促成）；
增材制造 IN718：热处理对 FCGR 的影响比 IN625 更显著（源于 γ″相的强化作用）；多数热处理状态下，IN718 的 FCGR 更低，但抗疲劳裂纹扩展能力（ΔKth）小于变形合金；其中 NHT 状态 ΔKth 最小 —— 这是因为 NHT 状态下基体过饱和且无强化相，延展性优于热处理状态。

断裂韧性

分析了热处理对增材制造 IN625 与 IN718 断裂韧性的影响：SR 处理可轻微提升 IN625 断裂韧性；而 IN718 经直接双时效（D-2Aged）、固溶 + 完全时效（S+2Aged）、均质化 + 固溶 + 完全时效（H+S+2Aged）等处理后，断裂韧性均有提升。值得注意的是，NHT 与 D-2Aged 状态下 IN718 断裂韧性最低 —— 这源于二者延展性与加工硬化指数较低，裂纹快速扩展阶段基体应变容纳能力弱。

蠕变性能

基于文献数据（如 IN718、IN738LC、CM247LC、L-PBF 成形 C263、L-PBF 成形哈氏合金 X），简要综述了增材制造镍基高温合金的蠕变行为：与拉伸性能类似，NHT 状态下增材制造镍基高温合金存在蠕变各向异性，热处理后可消除；具体而言，NHT 状态下，沿成形方向（或平行于细长晶粒方向）加载时，蠕变抗力优于水平方向成形件与铸件 —— 这可能是因为蠕变损伤易在 “与最大载荷面平行的晶界” 处累积。此外，增材制造镍基高温合金的蠕变失效机制与晶界金属间化合物（如碳化物、δ 相）相关，这类相显著影响蠕变响应。

8.6 计算建模

对镍基高温合金计算建模的综述表明，建模在理解影响最终零件质量的关键物理参数（温度场、速度场、冷却速率、凝固形态）方面发挥核心作用 —— 这些参数难以通过实验直接获取，因此模拟为理解其对零件结构与性能的影响提供了重要手段。

激光 - 粉末相互作用随增材制造工艺变化，是决定上述物理参数的关键因素。研究人员已提出多种模拟方法（包括全射线追踪与部分射线追踪），以深入理解其作用机制；这些模拟结果既可作为高保真度热模型（含传热、流体流动及附加物理场）的输入，也可用于简化低保真度（基于热传导）模拟。高保真度与低保真度模拟的选择取决于目标结果与应用场景：前者精度更高，但计算成本高昂；后者精度降低，但成本显著下降。此外，两类模拟结果均有助于深化工艺理解、优化工艺、减少缺陷，并填补产品设计与认证之间的空白；同时，还可作为微观结构与残余应力预测模型的输入。

综述还讨论了用于预测凝固微观结构的蒙特卡洛（MC）法与相场（PF）法；针对晶粒微观结构预测，介绍了基于枝晶生长动力学的高效计算方法（如元胞自动机（CA）法、离散枝晶动力学（DDD）法）—— 这些方法能高精度模拟沿成形方向的柱状晶结构与晶体织构（DDD 模型对零件尺度晶粒结构与织构的预测结果可证实这一点）。针对镍基高温合金中 γ 基体中 γ′/γ″相及 γ 相形成元素的预测，讨论了相场法等数值技术；考虑到残余变形与应力预测对增材制造成功成形的重要性，还详细阐述了顺序耦合热机械有限元（FE）模型与固有应变法。最后，指出基于弹塑性自洽（EPSC）平均场均匀化公式的多晶塑性法，是预测 γ 基体中析出相对增材制造镍基高温合金力学性能影响的重要方法。

9 研究展望

结合该领域最新前沿进展，增材制造领域未来需重点关注以下方向，以提升镍基高温合金材料与零件的制造水平及力学性能：

缺陷与微观结构的协同效应

增材制造过程中的先进工艺控制（如创新扫描策略、光束轮廓、在线工艺监测），已能部分缓解难打印镍基高温合金的工艺诱导缺陷，进而提升疲劳等力学性能；此外，通过工艺控制优化热管理，甚至可实现基于微观结构的零件定向设计，进一步提升合金力学性能。但这类创新方法可能带来新挑战（如产生海量数据），因此计算机科学家与数据分析师在数据收集与分析中的作用将愈发关键。

合金设计

本综述重点阐述了 IN625、IN718 等主流增材制造镍基高温合金的力学性能研究，但在镍基合金冶金框架内，通过成分调整设计 “增材制造专用合金” 仍有巨大空间 —— 既可通过开发新型增材制造工艺，设计热稳定性更优的镍基合金；也可通过制定新型工艺策略（如粉末再利用），在确保性能的前提下开发新型合金。

热处理设计

针对增材制造镍基高温合金设计适宜的热处理方案至关重要 —— 其成形态微观结构特征与工艺诱导缺陷均与传统合金不同，且显著影响力学性能。尽管传统变形合金的热处理制度有望使增材制造合金获得相似微观结构与结构完整性，但实际情况并非总是如此。因此，需为增材制造镍基高温合金定制专属热处理制度，以获得目标微观结构与力学性能。

模拟与建模

鉴于上述方法的高计算成本，该领域未来研究将依赖 “基于物理的数值模拟” 与 “GPU 计算、机器学习等现代技术” 的融合：长期依赖 CPU 核心求解的工艺与微观结构模拟，未来借助 GPU 集群可提升效率；通过降维技术关联工艺参数（或其他物理特征）与目标变量，对快速工艺优化至关重要；此外，完全或部分抽象物理过程但仍能高精度预测温度、缺陷或微观结构的机器学习技术，将有助于深化工艺理解，推动增材制造在下一代制造应用中的广泛采用。

长三角G60激光联盟陈长军转载

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