通过AMR加速的相场数据同化方法，从定向凝固过程中的平面界面高效估计参数

《Journal of Materials Research and Technology》：Efficient parameter estimation from a planar interface in directional solidification via AMR-accelerated phase-field data assimilation

TiC增强的IN718合金激光定向能量沉积制备及其微观结构演变与力学性能研究。通过添加1wt.% TiC粉末，发现LDED工艺下形成纳米级(Nb,Ti)C相，晶粒尺寸细化至253.1μm，晶向性减弱，HAGB比例提升至68.5%。力学性能显著提高，屈服强度提升32.2%至887.8MPa，抗拉强度提升16.8%至1224.3MPa，同时保持较好塑性。研究揭示了熔池形貌变化、纳米析出相形成机制及多尺度强化效应的作用。

　　### 研究背景与意义

IN718是一种广泛应用于航空航天、航空和核工业的镍基高温合金，以其在高温下对蠕变、疲劳和氧化的优异抗性而著称。然而，随着航空发动机和燃气轮机技术的不断进步，对材料性能提出了更高的要求，特别是在更高的服役温度下保持良好的机械性能。因此，如何进一步提高IN718合金的强度和韧性，成为材料科学领域的重要课题。

金属基复合材料（MMCs）通过引入陶瓷增强相，可以显著改善合金的性能。陶瓷颗粒或纤维的加入不仅有助于细化晶粒，还能强化晶界和基体，从而提升材料在室温和高温下的机械性能。近年来，激光增材制造（LAM）技术，如激光粉末床熔融（LPBF）和激光定向能量沉积（LDED），被广泛用于制造基于IN718的MMCs。这些技术能够提供高度可控的制造条件，使材料的微观结构和性能得到优化。

在LDED过程中，由于其较低的冷却速率、较高的熔池温度和较强的马朗哥效应，纳米级陶瓷颗粒能够被均匀分散，甚至在熔池中被熔化并重新析出，这有助于避免纳米陶瓷颗粒的聚集以及基体与颗粒之间的弱界面问题，从而提升材料的机械性能。因此，本文旨在利用LDED过程的特性，通过调整工艺参数，实现第二相的原位析出，并解决第二相界面问题。

### 材料与方法

#### 2.1 粉末制备

本研究采用IN718球形粉末，其粒径范围为75-135 μm，通过等离子旋转电极法（PREP）制备。同时，使用纯度为99%的纳米级TiC粉末，其粒径范围为200-300 nm。IN718和TiC粉末在共振机（VCM-1K）中混合，工作频率为100-120 Hz，持续时间5-30分钟，每5分钟暂停冷却以防止氧化。混合粉末的扫描电镜（SEM）图像显示，TiC粉末均匀分布在IN718颗粒表面。

#### 2.2 试样制备

在实验前，IN718/TiC_p和纯IN718粉末均在真空炉中于120°C下干燥6小时，以去除水分。制造过程使用LSF-VII LDED系统，配备6 kW半导体激光器、三轴数控平台、手套箱和同轴粉末输送系统。为了防止氧化，LDED过程中引入氩气。工艺参数如表1所示，沉积过程如图2a-b所示，其中相邻层的激光扫描方向相互垂直。IN718/TiC_p复合材料和纯IN718块体分别被制造出来，图2c显示了IN718/TiC_p复合材料试样的尺寸为60×30×20 mm³（X-Y-Z），而图2d则展示了用于研究的拉伸试样尺寸。

#### 2.3 微观结构表征与机械性能测试

IN718/TiC_p复合材料和纯IN718试样通过线切割系统进行切割，以便进行微观结构观察。随后，使用50-2000目SiC砂纸对试样表面进行抛光，去除杂质。接着，采用自动抛光机（Struers Tegrapol-25）进一步抛光，使用活性氧化抛光悬浮液（OP-S，SiO₂粒径为0.04 μm）消除表面划痕。试样通过电解抛光进行组织分析，使用X射线粉末衍射仪（XRD，D8 ADVANCE）在35 kV和40 mA下进行相分析，使用Cu-K_α（λ = 1.5406 ?）辐射，扫描范围为10-90°，扫描速率为1°/min。试样的微观结构通过光学显微镜（OM，Olympus-GX7）、透射电子显微镜（TEM，FEI Talos F200X）和扫描电子显微镜（SEM，FEI Nova SEM450）进行观察，其中SEM配备了电子背散射衍射（EBSD）和能量色散X射线光谱（EDS）。拉伸测试使用Instron 3382试验机进行，应变速率为1×10^-4/s。每个拉伸测试准备三个相同试样以验证结果。

#### 2.4 有限元模型建立

在本研究中，采用商业软件Abaqus建立有限元模型（FEM），以模拟LDED过程中的热场分布。模型中的基体和沉积试样尺寸分别为20 × 10 × 5 mm³和10 × 6 × 2 mm³，以模拟沉积过程中的温度场。为了提高计算效率，使用了热传导六面体单元（DC3D8），其中沉积试样采用0.05 × 0.05 × 0.05 mm³的细密网格，而基体采用相对较粗的过渡网格。

### 实验结果

#### 3.1 宏观与微观结构表征

图3展示了LDED IN718/TiC_p复合材料和纯IN718试样的XRD图谱。与纯IN718相比，复合材料的衍射峰向左偏移，这是由于TiC溶解于γ基体引起的晶格畸变。此外，图3中还可以观察到（Nb,Ti）C相的衍射峰，表明在LDED过程中发生了交换反应。具体来说，IN718中的Nb和Ti元素与TiC溶解出的碳结合，形成了（Nb,Ti）C相。

图4展示了IN718/TiC_p复合材料和纯IN718试样的光学显微镜图像。图4a和4b显示了沿沉积方向生长的柱状γ晶粒，以及层状结构（由黄色虚线指示）。图4a'和4b'显示了柱状晶粒宽度的统计结果，其中IN718/TiC_p复合材料的平均晶粒尺寸为253.10 μm，而纯IN718的平均晶粒尺寸为395.1 μm。这表明TiC的加入有助于γ晶粒的细化。此外，图4还显示了IN718/TiC_p复合材料的熔池深度显著减少，与纯IN718相比，熔池的深度-宽度比减少了54.3%，从0.313变为0.143，表明熔池从深窄形态转变为浅宽形态。

图5展示了IN718/TiC_p复合材料和纯IN718试样的背散射电子（BSE）图像。图5a和5d显示了IN718/TiC_p复合材料和纯IN718试样在枝晶间区域的不规则和浅灰色相，这些相被识别为Laves相，基于先前的研究。图5b-c和5e-f显示了复合材料中Laves相的尺寸明显小于纯IN718中的链状形态，这是由于TiC的加入消耗了部分Nb元素，从而抑制了Laves相的生长。图5的EDS分析进一步证实了Laves相和碳化物的存在，与XRD分析结果一致。此外，复合材料的微观结构中还出现了大量MC碳化物，这些碳化物在枝晶间区域析出，被识别为（Nb,Ti）C相。

#### 3.2 拉伸性能

图9展示了IN718/TiC_p复合材料和纯IN718试样的室温拉伸性能。图9a显示了工程应力-应变曲线，而图9b展示了真实应力-应变曲线，通过计算工程应力和应变得出。图9c显示了工作硬化率曲线，表明IN718/TiC_p复合材料的工作硬化率在屈服后迅速下降，随后缓慢下降并形成一个较长的平台，最终与真实应力曲线相交。这表明IN718/TiC_p复合材料满足Considère准则，显示出良好的延展性。图9d比较了不同制造方法下IN718的拉伸强度和断裂伸长率，大多数增材制造的IN718复合材料的拉伸强度低于1200 MPa，断裂伸长率低于20%。相比之下，本研究中通过LDED制造的IN718/TiC_p复合材料表现出更高的强度-延展性比。

图10展示了IN718/TiC_p复合材料的拉伸断裂形貌。图10a显示了宏观断裂表面，分为纤维区和剪切唇区。图10b显示了断裂表面仍保留柱状晶的特征，表明存在脆性断裂。图10b'展示了图10b中蓝色区域的放大视图，显示了许多清晰的方向性凹坑，这是韧性断裂的典型特征。此外，图10c-e展示了断裂附近的微观结构，以及对应的EDS分析（见附录B的表B1）。图中红色虚线圈出的Laves相显示出脱粘特征，而黄色虚线圈出的相则发生断裂。这表明在IN718/TiC_p复合材料中，Laves相既可能发生脱粘也可能发生断裂。根据之前的报道，Laves相的尺寸越大，越容易发生断裂，而尺寸越小，则越容易从界面剥离。因此，IN718/TiC_p复合材料中的Laves相尺寸较小，更容易在断裂表面发生界面脱粘。相比之下，（Nb,Ti）C相与基体结合紧密，不易发生剥离，因此主要通过钉扎位错来增强材料。

### 讨论

#### 4.1 通过TiC添加促进CET转变与晶粒细化

图13展示了熔池的示意图和晶粒生长的示意图。对于IN718/TiC_p复合材料和纯IN718试样，它们在YOZ平面内沿沉积方向均表现出<100>取向。然而，IN718/TiC_p复合材料的取向强度较弱，这可能是由于TiC的加入改变了熔池的形状和枝晶生长特性。图4显示，复合材料的熔池较浅且较宽，其固液界面具有较平缓的曲率，特别是在顶部和侧边。这导致这些区域的G与Z轴之间的角度较小，而纯IN718的熔池较深且较窄，其固液界面较陡，导致较大的G与Z轴之间的角度。图13a-b显示，较浅的熔池导致较小的α角，即α₁ < α₂。由于（Nb,Ti）C的形成作为晶核，较小的α₁有利于枝晶沿顶部和侧面生长，从而导致IN718/TiC_p复合材料中<100>取向的减弱。最终形成的晶粒结构如图13c-d所示，其中IN718/TiC_p复合材料的晶粒取向大于纯IN718，因此其HAGBs比例更高。

HAGBs的存在有助于位错的积累，从而进一步提升材料的机械性能。位错包括几何必要位错（GND）和统计存储位错（SSD）。位错强化的贡献（Δσ_b）根据方程（7）计算，其中B_C为合金比例系数，ρ为位错密度。对于面心立方材料，B_C=0.2。根据先前的研究，面心立方金属中的GND密度高于SSD密度。因此，通过EBSD分析得到的KAM（核平均错位）图（见附录G的图G1）用于计算GND密度，结果为2.24×10¹⁴ m^-2（详细计算方法见附录G）。位错强化的贡献为172.89 MPa，而纯IN718的位错强化贡献为142.42 MPa。因此，晶粒取向的变化使IN718/TiC_p复合材料的屈服强度增加了30.47 MPa。

#### 4.2 通过TiC添加增强HAGBs和位错强化

图13显示了熔池的示意图和晶粒生长的示意图。对于IN718/TiC_p复合材料和纯IN718试样，它们在YOZ平面内沿沉积方向均表现出<100>取向。然而，IN718/TiC_p复合材料的取向强度较弱，这可能是由于TiC的加入改变了熔池的形状和枝晶生长特性。图4显示，复合材料的熔池较浅且较宽，其固液界面具有较平缓的曲率，特别是在顶部和侧边。这导致这些区域的G与Z轴之间的角度较小，而纯IN718的熔池较深且较窄，其固液界面较陡，导致较大的G与Z轴之间的角度。图13a-b显示，较浅的熔池导致较小的α角，即α₁ < α₂。由于（Nb,Ti）C的形成作为晶核，较小的α₁有利于枝晶沿顶部和侧面生长，从而导致IN718/TiC_p复合材料中<100>取向的减弱。最终形成的晶粒结构如图13c-d所示，其中IN718/TiC_p复合材料的晶粒取向大于纯IN718，因此其HAGBs比例更高。

HAGBs的存在有助于位错的积累，从而进一步提升材料的机械性能。位错包括几何必要位错（GND）和统计存储位错（SSD）。位错强化的贡献（Δσ_b）根据方程（7）计算，其中B_C为合金比例系数，ρ为位错密度。对于面心立方材料，B_C=0.2。根据先前的研究，面心立方金属中的GND密度高于SSD密度。因此，通过EBSD分析得到的KAM（核平均错位）图（见附录G的图G1）用于计算GND密度，结果为2.24×10¹⁴ m^-2（详细计算方法见附录G）。位错强化的贡献为172.89 MPa，而纯IN718的位错强化贡献为142.42 MPa。因此，晶粒取向的变化使IN718/TiC_p复合材料的屈服强度增加了30.47 MPa。

#### 4.3 通过TiC添加形成（Nb,Ti）C并细化Laves相

图5显示了IN718/TiC_p复合材料和纯IN718试样的微观结构。在IN718/TiC_p复合材料中，大量（Nb,Ti）C在枝晶间区域析出，伴随Nb元素的消耗。其他富含Nb的相，即Laves相，以块状和分散分布形式存在，而非纯IN718中链状的形态。根据SEM和EDS分析（见附录H），IN718/TiC_p复合材料中的Laves相体积分数为1.84 vol.%, 而纯IN718中的Laves相体积分数为4.42 vol.%。此外，IN718/TiC_p复合材料中的（Nb,Ti）C体积分数为1.21 vol.%。

为了明确（Nb,Ti）C和块状Laves相对屈服强度的提升作用，其Orowan沉淀强化机制（σ_Orowan）根据方程（8）和（9）计算，其中M为Taylor因子，G_s为γ基体的剪切模量；b和v分别为IN718的伯格斯矢量和泊松比；d和A分别为（Nb,Ti）C的杆直径和长宽比；d'和r₀分别为块状Laves相的直径和位错核心半径；f_(Nb,Ti)C和f_Laves分别为（Nb,Ti）C和Laves相的体积分数。代入上述参数后，（Nb,Ti）C对屈服强度的贡献为154.84 MPa，Laves相的贡献为13.37 MPa。纯IN718中的Laves相对屈服强度的贡献为7.52 MPa，因此细化的Laves相相较于纯IN718的屈服强度增加了5.85 MPa。

此外，EDS分析表明，与纯IN718相比，IN718/TiC_p复合材料中各元素的比例基本保持不变。因此，固溶强化（Δσ_ss）的贡献可以通过方程（10）计算，其中σ_ss为元素i的强化常数，而c_i为元素i的原子百分比。EDS分析（见图5）显示，γ基体中Fe、Cr、Nb、Mo、Ti和Al的原子百分比分别为19.43 at. %、21.14 at. %、1.14 at. %、1.71 at. %、1.71 at. %和0.57 at. %。因此，IN718/TiC_p复合材料的固溶强化贡献为291.54 MPa，而纯IN718的固溶强化贡献为289.05 MPa，因此固溶强化的差异为2.49 MPa。

表2列出了不同强化机制的理论贡献增量和实验测量的屈服强度增量。其中，Δσ表示TiC加入后屈服强度的增加，Δσ_(Nb,Ti)C、Δσ_Laves、Δσ_D、Δσ_b和Δσ_ss分别代表（Nb,Ti）C、Laves相、晶界强化、位错强化和固溶强化对屈服强度的贡献。具体而言，（Nb,Ti）C的贡献为154.84 MPa，占总屈服强度增量的73.38%；Laves相的贡献为7.52 MPa，占3.56%；晶界强化的贡献为8.91 MPa，占4.21%；位错强化的贡献为30.47 MPa，占14.42%；固溶强化的贡献为2.49 MPa，占1.12%。因此，（Nb,Ti）C的原位析出是LDED IN718/TiC_p复合材料屈服强度提升的主要原因。

### 结论

本研究通过激光定向能量沉积（LDED）工艺制备了IN718/TiC_p复合材料，并对其微观结构和机械性能进行了详细分析。主要结论如下：

1. TiC的加入显著改变了凝固行为，导致熔池几何形状的变化，从而减弱了晶粒取向。TiC促进了柱状晶到等轴晶的转变（CET），特别是在熔池顶部，驱动了晶粒的细化。
2. 原位析出的纳米（Nb,Ti）C相消耗了大量Nb元素，抑制了链状Laves相的形成，形成了更细小的块状Laves相（平均尺寸为1.29 μm）。这些均匀分布的析出相阻碍了位错的运动，从而增强了材料的机械性能。
3. IN718/TiC_p复合材料的屈服强度和抗拉强度均高于纯IN718。具体而言，复合材料的屈服强度为887.8±22.5 MPa，抗拉强度为1224.3±13.3 MPa，断裂伸长率为21.3±2.4%。断裂形貌分析显示，位错在滑移面上的传播导致基体与Laves相之间的不相容变形，从而引发Laves相的脱粘或断裂。
4. 强化计算表明，屈服强度的32.2%提升主要归因于（Nb,Ti）C引起的分散强化和位错强化。复合材料表现出优异的强度-延展性性能，显示出其在需要平衡机械性能的工业应用中的潜力。

通过上述研究，本文不仅揭示了TiC对IN718合金微观结构和性能的改善机制，还为开发高性能的镍基高温合金提供了新的思路和方法。这些成果对于进一步提升航空航天和能源领域的材料性能具有重要意义。