通过同步感应辅助激光定向能量沉积技术在M247镍基超合金中实现裂纹抑制和定向晶粒生长

《Materials & Design》：Crack suppression and directional grain growth in M247 nickel-based superalloy via synchronous induction-assisted laser directed energy deposition

　　陈明章|王文轩|董康|胡泽琦|林华|赵峰|王一同
中国武汉工业大学光超合金国家重点实验室，武汉430070

**摘要**
镍基超合金的增材制造，特别是在航空发动机叶片修复领域，面临着由于高温度梯度和快速冷却导致的裂纹以及微观结构失控等问题。本研究提出了一种同步感应辅助激光定向能量沉积（SIA-LDED）方法，以解决M247超合金中的这些问题。通过将移动的盘形感应线圈与激光热源集成，实现了对局部温度场的精确控制，从而抑制了裂纹并促进了 directionally directional grain growth（定向晶粒生长）。数值模拟表明，同步感应加热产生的预热和缓冷效应有效降低了温度梯度，进而抑制了裂纹的形成。该方法还可以用于预测定向晶粒生长能力，以优化工艺参数。优化的感应参数（268 A，10 kHz）使定向晶粒生长长度超过了31 mm。数值模拟还显示，同步感应加热降低了凝固速率并增强了定向晶粒生长能力，突破了LDED在普通基底（非定向晶粒）上实现定向晶粒生长的固有局限性。机械测试表明，SIA-LDED能够防止样品的过早断裂，这主要归功于缺陷的消除和γ'相的细化。

**1. 引言**
航空发动机中最关键和最有价值的部件是叶片[1], [2]。特别是高温段的涡轮叶片，在高温、高压和强离心力的恶劣条件下工作[3], [4], [5]。它们容易受到烧蚀、磨损和疲劳裂纹的影响，寿命仅为500至1000小时[6], [7]。涡轮叶片对高温机械性能和疲劳性能的要求极高，通常由高性能镍基超合金制成[8], [9], [10]。这涉及复杂的制造工艺和高成本。更换损坏的叶片严重限制了经济可行性。激光定向能量沉积（LDED）技术在延长航空发动机叶片寿命方面具有巨大潜力，并带来了显著的经济效益[11], [12]。通过依次在受损区域沉积材料，该技术可以快速恢复叶片的原始几何形状和尺寸精度[13], [14], [15]。

**LDED过程中遇到的主要挑战**：
(1) 高裂纹敏感性[16]：由于超合金复杂的物理和冶金性质，以及激光加工过程中遇到的显著温度梯度和快速冷却速率，修复区和热影响区极易出现裂纹缺陷[17], [18]。这对修复质量和叶片的结构完整性构成了严重威胁。
(2) 微观结构控制困难：对于单晶或定向凝固的晶体叶片，实现与基底微观结构（如<001>取向）相匹配的良好外延生长具有挑战性。这通常会导致诸如杂散晶体形成和取向偏差等问题[19], [20]，从而显著降低修复叶片的机械性能，特别是其高温耐受性和蠕变抗性。

为了解决 nickel 基超级合金 LDED 过程中的裂纹问题，研究人员探索了多种裂纹抑制策略：
(1) LDED 参数优化：通过优化扫描策略、扫描速度和激光功率等参数，可以减轻 LDED 过程中的热应力[21]。
(2) 基底预热：在沉积前预热基底可以帮助减小熔池中的温度梯度，从而降低热应力并抑制裂纹[22], [23]。
(3) 超合金成分微调：新超合金成分的设计（如 ABD-900AM [24]、SB-CoNi-10 [25] 等）旨在通过控制铝（Al）和钛（Ti）的含量以及凝固温度范围来降低裂纹敏感性。
(4) 层状异质超合金设计：IN738 超合金的钛铝（TiAl）含量超过 6 wt%，极易开裂。相比之下，被视为可焊接超合金的 IN718 的 TiAl 含量低于 2 wt%，因此裂纹敏感性较低。通过交替沉积 IN738 和 IN718 超合金，可以制备出新的层状异质超合金。与表面出现明显裂纹的 IN738 超合金不同，新的层状超合金没有可见裂纹[26]。
(5) 后处理：如热等静压和电 shock 处理等后处理技术可以有效消除制造样品中的裂纹[27], [28]。

**关于定向晶粒生长研究**
Hunt 于 1984 年首次提出了 Hunt 模型[29]，该模型确定了完全抑制柱状晶向等轴晶转变（CET）所需的关键温度梯度条件，即柱状晶 front 处等轴晶体积分数达到 0.66% 时。G?umann 在 2001 年通过开发 G?umann 模型进一步推进了定向晶粒生长能力的定量评估，更新了 CET 避免标准[30]。最近在 2022 年，Dang 等人[31] 将微观结构表征结果与 JMatPro 和 XtalCAMP 软件的计算分析相结合，系统地比较了不同工艺方案下的定向晶粒生长能力。

然而，从实际应用的角度来看，镍基超合金的成分优化以实现裂纹抑制需要不切实际的长验证周期。尽管 LDED 参数控制可以减轻裂纹，但允许的加工窗口仍然较窄。此外，在 LDED 超合金中同时实现裂纹抑制和定向晶粒生长的研究仍然有限，这突显了需要更有效的多目标调控策略的需求。对于像航空发动机叶片这样的关键应用来说，<001> 方向晶粒生长从根本上决定了高温机械性能。目前关于定向晶粒生长能力的预制造计算仍然有限，从而限制了获得具有理想定向晶粒生长能力的工艺方案的高效率和成本效益。此外，Dang 等人[31] 还指出，LDED 的慢扫描速度特性本质上限制了温度梯度的增强，从而阻碍了最佳定向晶粒生长能力的实现。

**本研究的发展**
为了解决 nickel 基超级合金 LDED 过程中的裂纹和微观结构控制问题，本研究开发了一种同步感应辅助激光定向能量沉积（SIA-LDED）平台，并提出了一种温度场调控方法，成功消除了 M247 镍基超级合金样品中的裂纹。该研究还突破了 LDED 在实现优异定向晶粒生长能力方面的局限性。与以往专注于基底感应加热的研究[32], [33], [34]不同，我们的 SIA-LDED 方法采用了移动的盘形线圈（引入了同步感应热源），与激光热源结合使用，实现了更精确的局部温度场控制。值得注意的是，无论沉积高度如何增加，加热效果都保持稳定和高效，不会出现传统方法中的衰减现象。SIA-LDED 期间的电磁-热耦合场使用 COMSOL Multiphysics 6.2 软件进行了数值模拟。温度场分析揭示了这种方法的预热和缓冷效应及其裂纹抑制机制。我们分析了固液界面处凝固方向与扫描方向之间的角度（θ）以及温度梯度（Gz）如何决定取向控制。温度场的数值模拟使我们在不同工艺方案下量化了 θ 和 Gz。这揭示了 SIA-LDED 如何影响凝固速率，并最终在普通 IN718 超合金基底（非定向晶粒）上促进了定向晶粒生长。该方法还为未来优化平台和工艺方案以实现更好的定向晶粒生长能力奠定了基础。此外，室温和高温（900°C）下的拉伸测试表明，SIA-LDED 可以防止样品的过早断裂。对内部缺陷、取向、γ' 相尺寸、位错排列、位错网络和应力分布的详细表征揭示了 SIA-LDED 引发的机械性能演变机制。

**2. 材料和实验**
**2.1 材料**
在本研究中，用于同步感应辅助激光定向能量沉积（SIA-LDED）的原材料是 M247 粉末，由西安赛龙增材制造有限公司制备。如图 1a 所示，M247 粉末具有优异的形态特性，包括良好的球形度和清洁的表面。粉末粒径分布如图 1b 所示，D10、D50 和 D90 分别为 48 μm、57 μm 和 73 μm。M247 粉末的成分见表 1。需要注意的是，在第 4.1 节中，通过热力学计算比较了 IN718、IN738、M247 和 CMSX4 的裂纹敏感性，以展示 M247 超合金的高裂纹敏感性。这些超合金的热力学计算需要输入化学成分，因此表 1 中提供了 IN718、IN738、M247 和 CMSX4 合金的化学成分。用于 SIA-LDED 的基底是普通的 IN718 超合金板（非定向晶粒），尺寸为 100 mm × 100 mm × 10 mm。

**2.2 激光定向能量沉积**
样品 S0 作为参考组，未经同步感应加热制备。样品 S0 的 LDED 使用 RAYCHAM LDM 16080 系统（中国）进行，参数如下：激光功率 1200 W，扫描速度 90 mm/min，每层停留时间 3 s，层厚 1.25 mm，采用双向光栅扫描策略共 60 层[21], [22], [23], [24], [25], [26], [27], [28], [29], [30], [31], [32], [33], [34], [35]。样品 S1 使用与样品 S0 相同的 LDED 参数，但通过 SIA-LDED 平台加入了同步感应加热。在沉积前，基底使用 268 A 的感应电流在 10 kHz 频率下预热至约 380°C（TS-050B 感应电源，杭州 TYYSN 感应技术有限公司）。在整个沉积过程中，感应电流和频率保持不变。如图 1c 所示，盘形感应线圈与沉积头同步移动，提供了：
(1) 即将沉积区域的预热（预热区），
(2) 沉积区域的控制冷却（缓冷区），
(3) 熔池中的局部温度增强（熔池区）。感应加热机制如下：交流电通过线圈产生时变磁场，进而在导电基底和沉积材料中诱导涡流。根据焦耳定律，这些电流产生电阻加热。样品 S2 使用更高的感应参数（400 A，10 kHz）进行 700°C 的预热，并在沉积过程中持续进行同步加热。铜感应线圈与基底保持 2 mm 的初始间隙，直径为 5 mm 的单导体缠绕四圈（4 mm 坐标间距，内径 32 mm）。与传统的感应装置[32], [33], [34], [35]（其中固定线圈围绕或位于基底下方，主要通过基底传导加热，且上层效果逐渐减弱）不同，我们的移动线圈设计始终与沉积区保持紧密接触。基于皮肤效应，这种配置确保了无论建造高度如何都能保持稳定的加热效率。这种创新方法提高了加热效率，并实现了更精确的温度场调控，有助于降低温度梯度以抑制裂纹，同时减缓凝固速率以促进定向晶粒生长。

**2.3 热力学计算**
热力学计算使用 Thermo-Calc 软件和 TCNI8 镍基超合金数据库进行。基于热力学计算结果，比较了不同超合金（包括 M247、IN718、IN738 和 CMSX4）的应变时效裂纹指数和热裂纹敏感性指数。这项分析旨在评估 M247 的裂纹敏感性。IN718、IN738 和 CMSX4 超合金的成分也由西安赛龙增材制造有限公司提供（如表 1 所示）。

**2.4 微观结构表征**
使用 X 射线衍射（XRD）表征了沉积后的 M247 样品的相组成，以评估同步感应加热的影响。扫描在 40 kV 和 30 mA 的操作条件下进行，使用 Cu Kα 射线（λ = 1.54 ?）。扫描范围从 20° 到 90°，扫描速率为 1°/min。扫描电子显微镜（SEM，JSM IT800）用于测量样品 S0、S1 和 S2 中的 γ' 相尺寸，从而定量分析 SIA-LDED 诱导的尺寸变化。沉积过程中的定向晶粒生长能力通过数值模拟进行了计算。进行了电子背散射衍射（EBSD，Oxford Aztec NordlysMax3）表征，以获取所有三个样品的晶粒取向数据，并进行了比较性取向分析，以验证计算出的定向晶粒生长能力的可靠性。在XRD、SEM和EBSD表征之前，线切割样品经历了包括机械抛光和电抛光（25 V，20 s）在内的连续处理，使用的是预配的电解液溶液（10% HClO4 + 90% C2H5OH）。透射电子显微镜（TEM，Tecnai G2 F30，FEI）被用来表征γ'相和碳化物的 morphology、衍射图案以及EDS图谱，从而验证了XRD结果所指示的它们的存在。具体来说，TEM获得的γ'相尺寸与SEM数据结合，用于分析SIA-LDED对机械性能的机械效应。此外，TEM结果提供了关键见解，说明了SIA-LDED如何影响位错排序、位错网络、应力集中以及由此产生的机械性能。在TEM表征之前，样品被机械研磨至80 μm厚度，然后通过离子铣削（Gatan 691，Gatan）制成薄膜。

2.5. 机械测试
为了分析SIA-LDED对机械性能的影响，对样品进行了拉伸测试和显微硬度测试。使用电子万能试验机（Instron 5967）在室温下评估样品S0、S1和S2的拉伸性能，应变为10?3 s?1。数字图像相关（DIC）系统记录了室温下的拉伸过程，DIC结果将用于研究SIA-LDED对机械性能的影响机制。样品S0、S1和S2的拉伸性能也在900°C的环境中进行了测试，使用的是热机械模拟器（Gleeble-3500），保持相同的应变速率10?3 s?1。室温和高温拉伸试样的尺寸分别在图1d中示出。显微硬度测试使用显微硬度测试仪（Hua Yin，HV-1000A）对样品S0、S1和S2进行。对于每个样品，测试了50个测量点（每行五个点，每列十个点，相邻点间距为200 μm）。每次测试施加300 gf的负载，保持15秒。根据测试结果创建了显微硬度分布图。

3. 数值模拟
在同步感应辅助激光定向能量沉积（SIA-LDED）过程中，包层的温度梯度影响热应力，从而影响裂纹的产生，而温度梯度和凝固速率共同影响定向晶粒生长。为了研究同步感应加热对温度场及其随后对裂纹、定向晶粒生长和机械性能的影响机制，使用COMSOL Multiphysics 6.2软件进行了数值模拟，以分析SIA-LDED过程中的温度场。SIA-LDED过程的数值模拟是针对沉积样品的第一层进行的，该层的固定高度为1.25 mm。为了简化数值模拟模型，对SIA-LDED过程做出了以下假设[37]，[38]：
(1)基底和样品材料是各向同性的，其电磁和热物理属性与位置无关。
(2)忽略了M247镍基超级合金的滞回损失。
(3)热源是稳定的，不会随时间波动。
(4)热辐射系数和激光吸收率是均匀且稳定的，不受样品温度或状态的影响。
(5)没有考虑流场。
SIA-LDED的数值模拟需要电磁-热多物理场耦合建模。在模拟之前，需要建立电磁场和温度场的数值模型。

3.1. 电磁场
在SIA-LDED过程中，通过感应线圈的交流电产生一个电磁场。电磁场可以使用以下麦克斯韦方程组计算[37]，[38]：
?×H→=J→+?D→?t=J→e+J→s+?D→?t
?×E→=?B→?t
?·D→=ρe
?·B→=0
其中，H→表示磁场强度（A/m），J→代表电流密度（A/m2），E→表示电场强度（V/m），D→表示电位移（C/m2），B→对应于磁通量密度（T），ρe是电荷密度（C/m3），Je→和Js→分别表示涡流密度（A/m2）和源电流密度（A/m2）。在LDED过程中，由于电流密度相对于位移电流项（?D→/?t）占主导地位，因此可以忽略后者。此外，由于过程中的电荷守恒，有以下关系：
?·J→=-?ρe?t
根据电磁场内介质的电磁特性参数，建立了以下本构方程来描述各种场量之间的关系：
B→=μH→
D→=εE→
J→e=σE→
其中，μ=μ0×μr，μr是相对磁导率，μ0是真空磁导率（μ0=4π×10? H/m），ε表示介电常数（C2/(N·m2)，σ表示电导率（S/m）。
根据亥姆霍兹定理，B→和E→可以通过方程（9）和方程（10）进一步转换：
B→=?×A→
E→=-?A→?t-?φ
其中，A→是磁矢量势（A/m2），φ表示标量势（V），电流密度可以通过方程（11）进一步转换：
J→=σE→+J→s=-σ?A→?t-σ?φ
麦克斯韦方程组中的总电流定律方程可以进一步转换为：
?×1μ?×A→=-σ?A→?t-σ?φ+J→s
为了求解磁矢量势和标量势，对麦克斯韦方程组中总电流定律方程的两边取散度，得到方程（13）：
?·-σ?A→?t+?(-σ?φ)+?·J→s=?·(?×H→)
对于源电流区域，其中源电流强度保持不变，磁矢量势和标量势的方程可以进一步转换为方程（14）：
?2φ+??t(?·A→)=0
根据矢量场的唯一性定理，当边界条件指定时，只有在其旋度和散度都定义的情况下，磁矢量势的解才是唯一的。通过引入库仑规范（?·A→=0）和惩罚项（?1μ(?·A→）到新推导出的总电流定律方程中，可以得到方程（15）：
?×1μ?×A→-?1μ(?·A→)+σ?A→?t+σ?φ=J→s
上述方程是电磁场相互作用区域的一般方程。
关于电磁场边界条件，整个模型的外边界被视为无限远场区域，其中矢量磁势等于零。在不同域之间的界面处，必须满足磁通量密度和磁场强度之间的连续性条件：
n→·B1→-B2→=0
n→×H1→-H2→=0
其中，B1→和B2→是边界两侧的磁通量密度，H1→和H2→是边界两侧的磁场强度。

3.2. 温度场
在SIA-LDED过程中，由感应磁场产生的涡流作为内部热源作用于温度场。在激光辐照区，激光能量作为边界热通量密度施加到辐照区域。在涡流热源和激光热源的共同作用下，熔融粉末沉积到基底上，并随着沉积头的移动逐渐冷却和凝固。涡流热源还用于预热基底和即将沉积的区域（预热区），减缓已沉积区域的冷却（缓冷区），并提高沉积区域的局部温度（熔池区）。SIA-LDED过程中的温度场演变构成了一个瞬态热过程，可以用傅里叶热方程描述：
ρCp?T?t-?·(k?T)=Qe+Ql
ρ是材料密度（kg/m3），Cp是比热容（J/(kg·K)），T表示温度-时间函数（K），k代表热导率（W/(m·K)），Qe代表涡流热源强度（W/m3），Ql表示激光热通量密度（W/m2）。根据焦耳定律，涡流热源强度可以表示为方程（18）：
Qe=σ|E|2
高斯分布的激光热源可以表示为方程（19）：
Ql=αPωπdl2
dl是激光斑点半径（2.2 mm），α表示激光能量吸收系数（值：0.5），ω表示激光能量分布系数（值：2）。
热对流和辐射的边界条件表示为方程（20）[39]，[40]，[41]：
n→·k?T=-h(T-Ta)-εeσb(T4-Ta4)
其中，h表示对流热传递系数（5 W/(m2·K)），Ta表示环境温度（293.15 K），εe是热发射系数（值：0.8），σb表示斯特凡-玻尔兹曼常数（5.67 × 10?? W/(m2·K?)。
数值模拟中使用的属性参数的数值见表2。

表2. 属性参数的数值
| 属性 | 值 |
|----------------|-----------------|
| 线圈 | 5.998×10? | (S/m) |
| 相对磁导率 | 1 | |
| 热导率 | 400 | (W/(m·K) |
| 基底 | 1×10? | (S/m) |
| 相对磁导率 | 1 | |
| 热导率 | 11.4 | (W/(m·K) |
| 密度 | 8960 | (kg/m3) |
| 沉积材料 | 1×10? | (S/m) |
| 相对磁导率 | 1 | |
| 热导率 | 25 | (W/(m·K) |
| 密度 | 8300 | (kg/m3) |
| 空气 | 1 | (S/m) |
| 相对磁导率 | 1 | 3.3 |

3. 数值模型
SIA-LDED过程中第一层样品的3D模型和网格生成如图2a所示，包括三个组成部分：感应线圈、第一层样品和基底。线圈使用四面体网格划分，而基底和沉积层使用六面体元素划分。基底网格大小设置为“细”选项，沉积层和线圈的网格大小设置为“超细”选项。在S1和S2样品的SIA-LDED过程中，分别测量到线圈电流强度为268 A和400 A。因此，在S1和S2样品的数值模拟模型中设置的相应电流强度分别为268 A和400 A。样品S1和S2的预沉积感应加热期间基底上的磁场分布如图2b所示。由于皮肤效应，基底上较高的磁通量密度区域集中在线圈下方。数值模拟结果表明，样品S1和S2的预沉积感应加热期间基底的峰值磁通量密度分别为0.0427 T和0.0639 T。随着线圈电流从268 A增加到400 A，基底上的磁通量密度显著增加。样品S1和S2的沉积前基底上的温度场分布如图2c所示。由于线圈下方的区域具有较高的磁通量密度，因此在该区域产生了更强的涡流和焦耳热效应，导致温度更高。根据模拟，样品S1和S2沉积前的基底峰值温度分别为351°C和649°C。在实际实验中，经过相同频率和持续时间的感应加热后，通过热成像仪测得的基底沉积前的峰值温度分别为380°C和712°C（图10b-c）。考虑到热成像仪的固有测量误差，模拟和实验测量得到的峰值温度之间的差异是可以接受的。这项研究主要关注由同步感应引起的热效应。通过将数值模拟结果与实验温度场数据进行比较，验证了数值模型及其对SIA-LDED结果的可靠性。该过程结合了LDED和同步感应加热。本工作中的LDED和感应加热的数值模型是基于之前的研究[42]，[43]开发的，这增强了模拟的可信度。此外，建立了SIA-LDED的数值模型，以在样品制备前计算和预测定向晶粒生长能力。在4.2显微结构性能和5.2定向晶粒生长机制中，Dang等人基于制备后的显微结构表征，使用JMatPro和XtalCAMP软件[31]计算并评估了定向晶粒生长能力。本研究将从数值模拟得到的定向晶粒生长能力与Dang等人的方法获得的结果进行比较，并进一步使用EBSD分析中观察到的实际定向晶粒生长能力来验证比较结果。这进一步确认了SIA-LDED的数值模型和模拟结果的可靠性。

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图2. (a) 第一层样品的3D数值模拟模型及其网格配置，(b) 沉积样品S1和S2之前同步感应加热期间基底上的磁场分布，(c) 沉积样品S1和S2之前基底上的温度场分布。

4. 结果
4.1. 裂纹行为
样品S0、S1和S2的XRD光谱如图3a所示。除了碳化物衍射峰外，γ/γ'相的(111)、(200)和(220)衍射峰分别出现在2θ = 43.7°、50.6°和74.9°。样品S1的晶界区域的高分辨率SEM图像如图3b所示，确认了碳化物和纳米级γ'颗粒的存在，从而验证了XRD结果。碳化物的明场图像和TEM-EDS图谱（图3c）进一步确认了它们的存在。图3d中的γ'相的明场图像和衍射图案，以及高角度环形暗场（HAADF）图像和相应的TEM-EDS图谱（图3e）也确认了γ'相的存在。γ'相的析出消耗了Al、Ti和Ni元素，而γ基体则表现出较高的Cr和Co元素浓度。下载：下载高分辨率图像（283KB）下载：下载全尺寸图像下载：下载高分辨率图像（489KB）下载：下载全尺寸图像图3. (a) 样品S0、S1和S2的XRD光谱，(b) 样品S1的晶间区域的高分辨率SEM图像，(c) 碳化物的明场图像和TEM-EDS图谱，(d) γ'相的明场图像和衍射图谱，(e) γ'相的HAADF图像及其对应的TEM-EDS图谱。从热力学计算得到的相平衡分数和凝固曲线显示在图4a-b中，反映了M247的XRD光谱中观察到的γ相、γ'相和碳化物的存在。根据平衡相图数据和方程(21) [44]，可以确定不同镍基超级合金的应变时效裂纹（SAC）指数（如图4c所示）。使用凝固曲线数据和方程(22) [24]，可以计算各种镍基超级合金的凝固裂纹指数（SCI）（如图4d所示）。作为方向性凝固的超级合金，M247的SAC指数明显高于变形超合金IN718和铸造超合金IN738。关于SCI，M247不仅超过了IN718和IN738，而且也远高于单晶超合金CMSX-4。这表明在激光定向能量沉积（LDED）过程中，M247的超合金具有更高的裂纹风险。SAC=dVfγdT,T∈[Tγ?,Ts]SCI=|dT/d(fs1/2)|,0.87方向的热流。样品S0、S1和S2的取向图、极图和反极图如图6a-c所示。取向图表明，268A SIA-LDED促进了晶粒从等轴结构向柱状结构的转变。极图和反极图表明，268A SIA-LDED显著减少了晶粒取向的多样性。268A SIA-LDED不仅有效地减少了裂纹，还展示了卓越的方向性晶粒生长能力。在样品S1中，一些晶粒沿沉积方向生长，长度超过31毫米（如图7所示），这是样品S0中的36倍多（0.87毫米）。当感应电流增加到400A时，裂纹被消除，但方向性晶粒生长能力显著下降。Dang等人的研究[31]中LDED和电子束粉末床熔融（EB-PBF）IN738样品的取向图显示，EB-PBF更高的扫描速度产生了更大的温度梯度，从而使得样品具有更好的方向性晶粒生长能力[31]。相比之下，LDED较慢的扫描速度限制了样品的方向性晶粒生长能力。尽管SIA-LDED也采用了LDED工艺，但样品S1和S2的方向性晶粒生长能力比Dang等人的研究中显示的要强。这表明SIA-LDED克服了LDED工艺固有的方向性晶粒生长能力限制。下载：下载高分辨率图像（270KB）下载：下载全尺寸图像图6. SIA-LDED对晶粒取向的影响：(a) 样品S0的取向图、极图和反极图，(b) 样品S1的取向图、极图和反极图，(c) 样品S2的取向图、极图和反极图。下载：下载高分辨率图像（391KB）下载：下载全尺寸图像图7. 样品S1的取向图（较大区域）。4.3. 力学性能样品S0、S1和S2的室温拉伸曲线如图8a所示。同步感应辅助激光定向能量沉积（SIA-LDED）对样品的拉伸强度没有显著影响。样品S0和S2的伸长率分别为0.15%和0.57%。样品S0和S2在室温拉伸测试下的断裂形态如图8b所示。SIA-LDED减少了样品S0断裂中观察到的内部缺陷，从而减轻了应力集中，使样品S2没有过早断裂。值得注意的是，样品S0和S2的数字图像相关（DIC）结果如图8c和d所示。样品S0在0.05%的应变时出现了早期应力集中，而在0.10%的应变时出现了大面积的应力集中（由于内部缺陷），最终样品过早断裂。与室温拉伸结果类似，SIA-LDED也不显著影响高温（900°C）下的拉伸强度（样品S0、S1和S2的UTS分别为701 MPa、693 MPa和712 MPa）。样品S0、S1和S2的高温拉伸伸长率分别为1.94%、2.71%和4.92%。下载：下载高分辨率图像（841KB）下载：下载全尺寸图像图8. (a) 样品S0、S1和S2的室温拉伸曲线，(b) 样品S0和S2在室温拉伸测试下的断裂形态，(c) 样品S0在室温拉伸过程中的DIC结果，以及(d) 样品S2在室温拉伸过程中的DIC结果。除了拉伸测试外，样品S0、S1和S2的显微硬度测试和分布图也显示在图9a和b中。三个样品表面的显微硬度分布相对均匀。样品S0、S1和S2的平均显微硬度值分别为483 HV、479 HV和455 HV。与拉伸强度结果类似，SIA-LDED也没有显著影响样品的显微硬度。下载：下载高分辨率图像（413KB）下载：下载全尺寸图像图9. (a) 样品S0、S1和S2表面的显微硬度测试点，(b) 样品S0、S1和S2表面的显微硬度分布图。5. 讨论5.1. 裂纹抑制机制在同步感应辅助激光定向能量沉积（SIA-LDED）M247超级合金的过程中，通过线圈的交流电产生一个交变磁场，该磁场在基底和沉积样品中诱导出涡流，最终通过焦耳热效应实现感应加热。在沉积初期和沉积过程中，基底和样品的感应加热有效降低了沉积材料与基底或先前沉积层之间的固液界面处的温度梯度，从而减少了热应力并抑制了裂纹的形成。在沉积之前，样品S1和S2分别预热到大约400°C和700°C的基底温度。热成像结果（图10a-c）表明，在初始沉积阶段，固液界面（1320°C（图4a）与基底之间的温差分别为1273°C（样品S0）、940°C（样品S1）和608°C（样品S2）。随着感应电流的增加，基底加热温度上升，减少了固液界面与基底之间的温度梯度，从而降低了初始沉积阶段的热应力。这种初始热应力的减少有助于减轻累积热应力，有效抑制了裂纹的形成。使用COMSOL软件对电磁热场的数值模拟显示，在20秒沉积阶段（第一层），样品S0、S1和S2的温差分别为449°C、332°C和210°C（图10d-f）。SIA-LDED提高了基底表面温度，从而减少了固液界面与基底之间的温差，抑制了裂纹的形成。这一趋势在30秒沉积阶段也得到了保持（图10g-i），测量的温差分别为457°C（样品S0）、338°C（样品S1）和219°C（样品S2）。除了在初始沉积阶段和添加阶段减少沉积样品与基底或先前沉积层之间的固液界面温差以抑制裂纹外，SIA-LDED引起的预热和缓慢冷却效应也可以有效抑制裂纹的形成。预热和缓慢冷却模型如图11a所示。该过程在基底和样品上建立了三个不同的区域：预热区（固态）、熔池区（液态）和缓慢冷却区（固态）。通过提高待沉积区域的温度（预热区），SIA-LDED减少了预热区与样品固液界面之间的温差和热应力，从而抑制了裂纹的起始。同时，该过程提高了已经沉积区域的温度（缓慢冷却区），减少了缓慢冷却区与熔池区之间的温度梯度，从而最小化了沿扫描方向的热应力。图11b展示了样品S0、S1和S2在20秒和30秒沉积阶段沿扫描方向的温度分布。样品S1和S2的熔池附近区域显示出显著较高的温度，证实了有效的预热和缓慢冷却区的形成。值得注意的是，随着感应电流的增加，这些区域的温度升高更加明显，导致预热和缓慢冷却效果增强。因此，如图5所示，随着电流的增加，裂纹的严重程度减轻，当电流达到400A时，表面裂纹完全消失。下载：下载高分辨率图像（505KB）下载：下载全尺寸图像图11. (a) 预热和缓慢冷却模型。(b) 在20秒和30秒沉积阶段，样品S0、S1和S2的基底表面沿扫描方向的温度分布。5.2. 方向性晶粒生长机制根据G?umann模型，方向性晶粒生长能力可以通过Gn/V来评估，其中G是温度梯度，V表示凝固速率，n代表材料相关参数[30]。这里，V = Vs·cosθ，其中Vs是扫描速度，θ是凝固方向与扫描方向之间的夹角[45]。因此，方向性晶粒生长能力可以表示为Gn/(Vs·cosθ)。M247超级合金常用于航空发动机叶片的制造和再制造。对于叶片而言，沿沉积方向（<001>）的方向性晶粒生长有助于实现优异的高温力学性能。如图12所示，在固液界面的沉积方向上，温度梯度为Gz，凝固速率为Vz = V·sinθ = Vs·sinθcosθ = 1/2Vs·sin2θ。因此，可以根据方程(23)计算和预测沿沉积方向的方向性晶粒生长能力。工艺方案将影响样品沉积过程中的温度场，从而影响Gz和θ的值。Gz和θ的值将决定Gzn/Vz的值，最终影响方向性晶粒生长的能力。其中，Gz和θ可以通过数值模拟获得。GznVz=Gzn12Vs·sin2θ。下载：下载高分辨率图像（83KB）下载：下载全尺寸图像图12. 沉积过程中样品的固液前沿。从数值模拟得到的样品S0、S1和S2在不同时间的温度场如图13所示。对于相同的样品，在20秒和30秒的沉积阶段之间，温度场几乎没有差异。然而，在相同的沉积时间下，随着感应电流的增加，温度分布发生了显著变化：熔池的宽度和深度都扩大了，而固液界面的中心区域变得更加平坦，周围区域则变得更加陡峭。这些形态变化显著降低了sin2θ，从而增加了Gzn/Vz，增强了沿沉积方向的晶粒生长能力。从模拟结果中，我们提取了不同样品在20秒沉积阶段固液界面上三个点（X1、X2、X3）的θ和Gz数据，以计算和比较它们的方向性晶粒生长能力。其中，每个样品上点X1（或点X2-6）的X坐标是相同的（X轴与扫描方向平行）。同样的分析程序也应用于30秒沉积数据以进行比较评估。下载：下载高分辨率图像（449KB）下载：下载全尺寸图像图13. 样品S0在（a）20秒和（b）30秒沉积阶段，样品S1在（c）20秒和（d）30秒沉积阶段，以及样品S2在（e）20秒和（f）30秒沉积阶段的温度场数值模拟结果。表3显示了样品S0、S1和S2在不同沉积阶段固液界面不同点的计算方向性晶粒生长能力。结果表明，与样品S0相比，268 A SIA-LDED显著降低了凝固速率，从而增强了方向性晶粒生长能力。当感应电流增加到400A时，方向性晶粒生长能力有所下降，但仍然高于样品S0。根据数值模拟和计算，由SIA-LDED引起的方向性晶粒生长能力的变化与EBSD表征得到的取向图（图6、图7）一致。268A SIA-LDED将等轴晶粒转变为柱状晶粒，表现出优异的方向性晶粒生长能力。尽管400A SIA-LDED导致方向性晶粒生长能力略有下降，但仍然显著优于样品S0。根据G?umann模型，方向性晶粒生长能力由Gzn/Vz决定。与268 A感应加热制备的样品S1相比，样品S2的方向性晶粒生长能力的下降归因于400 A感应加热带来的更高热输入，这导致了Gzn的减少和熔池形状的变化。这导致sin2θ的增加，从而增加了Vz。由于更高热输入导致的温度梯度减小和熔池形状的变化共同作用，导致样品S2的方向性晶粒生长能力下降。样品S0-S2的经典凝固图如图14所示。样品S0由于其较小的G/R和较大的G × R而表现出更细的等轴晶粒结构。样品S1具有较大的G/R和较小的G × R，显示出更粗的柱状晶粒结构。当感应电流增加到400 A时，样品S2的G/R减小，但仍然显著大于样品S0，因此它仍然保持柱状晶粒结构。同时，样品S2的G × R大于样品S1，导致样品S2的柱状晶粒比样品S1更细。需要注意的是，在第5.2节中，用于评估方向性晶粒生长能力的Z方向温度梯度（Gz）等于熔池内一点与固液界面之间的Z方向温度梯度。在第5.1节中，用于研究其对裂纹影响的温度梯度定义为固液界面与前一层的沉积表面之间的梯度。因此，显然第5.1节中计算的温度梯度与第5.2节中的不同。具体来说，感应加热提高了前一层的沉积表面和熔池的温度，从而表明感应加热在第5.1节中降低了温度梯度，而在第5.2节中却增加了温度梯度。表3. 计算出的方向性晶粒生长能力。20秒时点Gz（K·m?1）Vz（m·s?1）Gz3.4/Vz（K3.4·m?4.4·s）样品S0X13.2 × 1054.8 × 10?41.1 × 1022X23.2 × 1056.2 × 10?48.0 × 1021X32.8 × 1056.5 × 10?45.2 × 1021样品S1X14.2 × 1054.3 × 10?63.1 × 1024X23.8 × 1055.8 × 10?41.6 × 1022X33.7 × 1056.1 × 10?41.4 × 1022样品S2X13.6 × 1051.9 × 10?43.9 × 1022X23.1 × 1054.2 × 10?41.1 × 1022X33.0 × 1054.7 × 10?49.2 × 102130秒时点Gz（K·m?1）Vz（m·s?1）Gz3.4/Vz（K3.4·m?4.4·s）样品S0X43.4 × 1052.1 × 10?43.1 × 1022X53.1 × 1057.5 × 10?46.3 × 1021X62.8 × 1056.5 × 10?45.4 × 1021样品S1X44.2 × 1053.1 × 10?64.2 × 1024X53.8 × 1053.3 × 10?42.8 × 1022X63.7 × 1056.0 × 10?41.4 × 1022样品S2X43.4 × 1051.6 × 10?53.9 × 1023X53.1 × 1052.1 × 10?42.3 × 1022X63.1 × 1054.7 × 10?41.0 × 1022其他工作Gz（K·m?1）Vz（m·s?1）Gz3.4/Vz（K3.4·m?4.4·s）DED [31]6.2 × 1051.5 × 10?23.3 × 1021EB-PBF [31]3.5 × 1065.1 × 10?23.4 × 1023下载：下载高分辨率图像（191KB）下载：下载全尺寸图像图14. 样品S0-S2的经典凝固图[46]。Dang等人[31]还提出了一种评估镍基超级合金方向性晶粒生长能力的方法。他们的方法涉及对不同工艺方案下生产的样品进行材料表征，以获得γ'相的形态、大小和晶粒错位角度。然后，这些数据与JMatPro和XtalCAMP软件以及G?umann模型、LSW理论和经验公式相结合，计算方向性晶粒生长能力，并解释不同加工条件如何影响方向性晶粒生长行为。相比之下，我们的研究能够在实际样品制造之前通过数值模拟预测方向性晶粒生长性能。这种方法允许在制造之前进行工艺优化，以实现更好的方向性晶粒生长能力。如表3所示，Dang等人[31]计算了通过LDED（7 mm/s扫描速度）和EB-PBF（4000 mm/s扫描速度）生产的IN738样品的方向性晶粒生长能力。EB-PBF的较高扫描速度导致更陡的热梯度，从而获得了比LDED更好的方向性晶粒生长能力。然而，尽管LDED的较慢扫描速度限制了其方向性晶粒生长潜力，但它仍然是航空发动机叶片修复的主要方法，因为晶粒取向对高温机械性能有显著影响。我们的SIA-LDED方法通过结合慢扫描速度（1.5 mm/s）和同步感应加热，显著改变了热场，降低了凝固速率。这增强了LDED样品的方向性晶粒生长能力，甚至超过了某些EB-PBF样品。图6、图7证实了这一改进：EBSD取向图和计算出的方向性晶粒生长能力指标表明，通过我们的方法生产的样品S1在本研究中的性能优于LDED和EB-PBF样品[31]。SIA-LDED方法打破了LDED固有的方向性晶粒生长能力限制，为改善修复后的涡轮叶片的高温机械性能提供了巨大潜力。5.3. 机械性能演变机制首先，样品S0和S2的室温拉伸断裂表面（如图8b所示）表明，SIA-LDED可以减少内部缺陷，防止应力集中，延缓断裂，因此样品S2没有过早断裂。此外，样品S0和S2的γ'相的高分辨率SEM图像（如图15a-d所示）和γ'相的TEM明场图像显示，SIA-LDED显著减小了γ'相的大小（增强相[47]）。γ'相的尺寸减少了54%，这种精细的γ'相和缺陷的消除是样品伸长率较高的主要原因。方向性晶粒生长减少了横向晶界，降低了纵向位错运动的阻碍，从而增强了<001>方向的延展性[48]，这也有助于实现更好的机械性能。下载：下载高分辨率图像（272KB）下载：下载全尺寸图像图15. （a）样品S0中γ'相的高分辨率SEM图像，（b）样品S2中γ'相的高分辨率SEM图像，（c）样品S0中γ'颗粒的明场TEM图像，以及（d）样品S2中γ'颗粒的明场TEM图像。两个沉积样品S0和S2都表现出位错钉扎、位错弯曲和位错环状排列[49]等现象，如图16a所示。然而，与样品S0中观察到的无序位错不同，样品S2包含许多平行位错（图16b）。为了更清晰地描述SIA-LDED下的微观结构过程，已经建立了一个微观结构演变模型。如图16d所示，SIA-LDED的热效应增强了原子流动性，促进了缺陷处的原子重排。这导致一些位错的湮灭和有序位错排列的形成，形成了平行位错[50]。这些平行位错提高了塑性变形能力，允许在拉伸测试过程中积累更大的应变，从而导致应力集中和拉伸裂纹的萌生。这表明，经过SIA-LDED处理的样品的应变能量降低，位错运动的障碍减少，从而增加了伸长率。此外，SIA-LDED在γ'相周围形成了位错网络，如图16c所示，这有助于提高延展性和蠕变抗力[51]、[52]。下载：下载高分辨率图像（314KB）下载：下载全尺寸图像图16. （a）沉积样品中的位错行为：位错钉扎、位错弯曲和位错环状排列。（b）样品S2中位错的平行分布。（c）样品S2中围绕γ'相的位错网络。（d）SIA-LDED下的微观结构演变模型。根据样品S0和S2的取向图（如图6、图7所示），SIA-LDED显著减少了晶界。样品S0的晶界区域的晶格条纹和GPA图以及样品S2的晶粒成核区域的GPA图如图17a-b所示。在GPA图中，红色和黄色区域表示正应变值，表示晶格压缩和压缩应变场。相反，绿色和蓝色区域的负应变值表示晶格膨胀和拉伸应变场。位错存在于交替的红色和绿色区域中，不同滑移面上的应力状态不同，导致颜色不同，具体数值来自比例尺。与样品S2相比，样品S0的GPA图中高应变区域的比例更大。这表明SIA-LDED通过降低位错密度减少了晶界，延缓了位错缠结和应力集中现象，从而有助于推迟材料失效，最终提高了延展性[50]。下载：下载高分辨率图像（504KB）下载：下载全尺寸图像图17. （a）样品S0的晶界区域的晶格条纹和GPA图，以及（b）样品S2的晶粒成核区域的晶格条纹和GPA图。总之，拉伸试样S1和S2没有发生过早断裂，这主要归因于缺陷的消除和γ′相的细化。SIA-LDED还诱导了方向性晶粒生长，并促进了位错的有序重排（平行分布），在增强相周围形成了位错网络，同时减少了晶界密度和应力集中。这些微观结构改变也有助于实现更好的机械性能。值得注意的是，尽管样品S1（表现出最好的方向性晶粒生长性能）的延展性明显高于样品S0，但其延展性仍低于样品S2。这种差异可能归因于裂纹传播行为（样品S2显示出比S1更好的裂纹抑制能力，而S1又优于S0）。本文的目的是通过感应加热实现裂纹抑制，同时增强方向性晶粒生长能力和机械性能。与未经感应加热制备的样品S0相比，通过268 A感应加热制备的样品S1表现出裂纹抑制效果，以及改善的方向性晶粒生长和机械性能。此外，通过材料表征和数值模拟，本研究揭示了裂纹抑制和方向性晶粒生长的机制，从而实现了研究目标。此外，样品S1和S2之间的比较表明，由不同交流电产生的感应加热导致了不同的温度场调节效果，从而产生了不同的裂纹抑制和方向性晶粒生长结果。关于裂纹抑制、定向晶粒生长和机械性能控制之间的平衡，与268安培的感应加热相比，使用400安培的感应加热可以使得Gz和Gn/(Vs·cosθ)的值更低。因此，样品S2在裂纹抑制方面表现优于样品S1，尽管其定向晶粒生长能力相对较弱。在后续研究中，我们将探索如何在裂纹抑制和定向晶粒生长之间实现更好的平衡。例如，通过将交流电流调整到268安培到400安培之间的某个值，可以获得比400安培感应加热更高的Gz和Gn/(Vs·cosθ)值。这样一来，定向晶粒生长效果将优于样品S2，虽然Gz值会低于样品S1，但仍有可能消除表面裂纹，从而在裂纹抑制和定向晶粒生长之间取得更优的平衡。除了调整感应加热参数外，设计一个新的感应加热平台（如改变线圈形状或缠绕方式）也可能是一个可行的方法。

6. 结论

本研究提出了一种同步感应辅助激光定向能沉积（SIA-LDED）方法，以解决M247镍基超合金中的裂纹抑制和定向晶粒生长问题，对航空发动机叶片修复具有重要意义。主要研究结果总结如下：
(1) 数值模拟表明，同步感应加热引起的预热和缓慢冷却效应有效地减少了温度差异（在初始沉积阶段从1273°C降低到608°C，在沉积阶段从457°C降低到219°C），从而抑制了裂纹的形成，在400安培的感应电流下实现了无裂纹沉积。
(2) 可以利用数值模拟来预测工艺参数优化下的定向晶粒生长能力。优化后的感应参数（268安培，10kHz）促进了定向晶粒生长，其长度超过了31毫米，优于LDED样品（0.87毫米）。数值模拟还揭示，同步感应加热降低了凝固速率并增强了定向晶粒生长能力，突破了LDED在普通基材（非定向晶粒）上实现定向晶粒生长的固有限制。
(3) SIA-LDED可以防止样品的早期断裂，这主要归功于缺陷消除和γ′相的细化。SIA-LDED还促进了定向晶粒生长，并促进了位错的有序排列，在增强相周围形成了位错网络，同时减少了晶界密度和应力集中。这些微观结构的改进也有助于实现更优异的机械性能。SIA-LDED提供了一种同时实现裂纹抑制和定向凝固的多功能方法。本研究为高性能增材制造和关键航空航天部件的再制造提供了一种新的方法。

CRediT作者贡献声明：
陈明张：撰写——原始草稿、方法论、研究。
王文轩：软件、研究。
董康：形式分析、数据管理。
胡泽祺：撰写——审核与编辑、监督、资金获取。
华林：撰写——审核与编辑、监督、项目管理、资金获取。
赵峰：研究。
王一桐：软件、资源。