GH4169 合金是一种含有Al、Ti、Nb 等多种沉淀强化元素的镍基高温合金，具有优良的抗氧化性能、力学性能和疲劳性能，广泛应用于航空航天等领域[1-2]。 然而，由于其严重的加工硬化、低导热率和高强度，GH4169 合金被认为是最难加工的材料之一[3-4]。 传统铸锻生产方式存在材料利用率低、成形工艺复杂及效率低下等问题， 是生产GH4169 合金构件的技术瓶颈。相比之下，增材制造技术通过逐层沉积生产近净形状部件，具备加工余量小、材料利用率高等显著优势[5]。
近年来，GH4169 合金增材制造技术研究主要集中在激光选区熔化(selective laser melting,SLM)和激光能量沉积(laser metal deposition, LMD)两个方面。 Wang 等[6]对SLM 成形GH4169 合金的微观组织进行了研究， 发现沉积态GH4169 合金内部存在Laves相，无强化相析出。Sui 等[7]对LMD 成形GH4169 试样进行固溶处理， 发现经1 100 ℃固溶处理可有效溶解Laves 相， 随后经时效处理可显著提升强度和塑性。 尽管以粉末为原材料的增材制造技术具备优势，但高昂的粉末成本和较低的沉积效率限制了其工业应用[8]。 电子束熔丝增材制造技术最早由美国NASA 提出[9]。 相比之下，以高能电子束为热源、金属丝为原材料，在真空环境下快速沉积的电子束熔丝沉积技术，能够有效避免因空气中有害杂质对成形材料的影响。
目前，国内外有关电子束熔丝增材制造的研究集中于钛合金[10-14]， 而有关电子束熔丝增材制造GH4169合金的研究主要集中在工艺参数优化方面[15]。 关于电子束熔丝增材制造GH4169 合金显微组织演变及力学行为的研究报道较少。 本文以电子束熔丝增材制造技术为研究对象， 采用GH4169 合金作为沉积材料，分析沉积过程中试样内部的微观组织演变及其对力学性能的影响，建立工艺-组织-性能之间的内在联系，为后续相关研究及应用提供参考。
1 实验材料与方法
1.1 实验材料
实验所用高温合金牌号为GH4169， 其直径为1.2 mm，具体成分见表1。 所用基板为304 不锈钢，其尺寸为200 mm×200 mm×20 mm。实验前，采用机械打磨方法去除基板表面氧化膜，并用丙酮、酒精清洗，干燥待用。
表1 GH4169合金化学组成
Tab.1 Chemical composition of the GH4169 alloy(mass fraction/%)
?
实验所用设备为西安智熔金属打印有限公司研发的ZCompleX3 电子束熔丝成型设备，丝材直径范围为0.8~3.0 mm，真空室真空度小于7×10-3 Pa，主要工艺参数如表2 所示。试样沉积方向为单向往复、多道多层沉积，沉积试样实物如图1 所示。
图1 电子束熔丝沉积GH4169 合金试样：(a)竖直面；(b)水平面
Fig.1 The GH4169 alloy sample processed via electron beam freeform fabrication：(a)vertical plane;(b)horizonal plane
表2 主要工艺参数
Tab.2 The main process parameters
?
1.2 组织表征及性能分析
利用电火花线切割技术切取试样， 取样位置如图2a 所示。 试样经240~2000 目砂纸研磨，随后进行机械抛光。 将打磨、 抛光好的试样采用配比为40 mL C2H5OH+40 mL HCl+5 g CuCl2 的腐蚀液进行化学腐蚀，借助FEI Quanta 200F 型扫描电子显微镜观察沉积试样内部显微组织。 试样经磨抛后在90%CH3CH2OH+10%HClO4(体积分数)电解抛光液中进行电解抛光， 借助SUPRA55 ZEISS 型扫描电镜对沉积试样进行EBSD 晶体取向分析， 随后利用Aztec-Crystal 后处理软件提取晶体学信息。借助Empyrean型X 射线衍射仪对GH4169 沉积试样的物相进行识别和鉴定。 将厚度为0.3 mm 的试样机械研磨至50 μm 以下，利用GATAN695 型氩离子减薄仪制备得到可用于TEM 观察的薄区样品， 借助FEI-Talos F200X 型原位多功能透射电镜对GH4169 沉积试样的物相进行确定。 采用Instron 5569 型电子万能试验机对沉积试样进行室温力学性能测试，拉伸速率为1 mm/min，拉伸试样尺寸如图2b 所示。
图2 取样位置及拉伸试样：(a)取样位置；(b)拉伸试样尺寸
Fig.2 Schematic diagram of the specimen extraction position and the tensile test sample：(a)specimen extraction position;(b)sample size for the tensile test
2 实验结果及讨论
2.1 沉积态组织
图3 为沉积态GH4169 合金的XRD 衍射图。从图中可以发现γ 相的衍射峰清晰可见。 基于后面扫描电镜和透射电镜的观察结果， 沉积态GH4169合金组织中除γ 相外，Laves 相以及γ′/γ″相同样存在，但由于其相对体积分数比较少，在X 射线衍射图谱中并未观察到相应衍射峰。
图3 沉积态GH4169 合金的XRD 衍射图
Fig.3 XRD patterns of the as-deposited GH4169 alloy
图4 为沉积态GH4169 合金的显微组织。 可以看出沉积态GH4169 合金组织中除γ 相外，Laves相呈长条连续状分布在枝晶间，其分布方向与沉积方向基本一致。 Laves 相作为沉积态GH4169 合金的主要析出相，其形成过程与凝固过程有关[16-17]。 首先从熔池中析出γ 相。 随着凝固的进行，熔池中溶质分配系数<1 的Nb、Si 等元素会不断向未凝固的液体中偏析。 由于合金中Nb 元素与C 元素的化学亲合力最强，因此会形成NbC/γ 共晶。 在凝固的最后阶段， 熔池内元素偏析程度不断加剧， 最后会形成Laves/γ 共晶。 也就是说， 在电子束熔丝沉积GH4169合金的过程中，其凝固顺序为：L→L+γ→L+NbC/γ→L+γ→γ+Laves。
图4 沉积态GH4169 合金显微组织
Fig.4 Microstructure of the as-deposited GH4169 alloy
成形试样的显微组织由一次枝晶组成， 平均一次枝晶间距为18.43 μm。一次枝晶间距(λ，μm)与冷却速率(ε,K/s)之间的关系符合如下经验公式[18]：
根据式(1)可以计算出凝固阶段熔池内冷却速率为85.5 K/s，远低于激光选区熔化技术所得的冷却速率8.02×106 K/s[19]。
2.2 沉积态晶体取向
图5 为沉积态GH4169 合金的反极图， 可以看出沿沉积方向观察为柱状晶， 其平均柱状晶宽度为90.39 μm，而沿水平方面观察为等轴晶。这是由于沉积过程中主要的散热方向垂直于基板， 由此导致沿沉积方向外延连续生长的柱状晶组织[20]。
图5 沉积态GH4169 的EBSD 分析：(a)竖直面；(b)水平面
Fig.5 EBSD analysis of the as-deposited GH4169 alloy：(a)vertical plane;(b)horizontal plane
2.3 纳米析出相
图6 是沉积态GH4169 合金的TEM 分析结果。从图6a 中可以发现， 在γ 基体中存在不规则析出相。 借助选区电子衍射斑点确认不规则形析出相为Laves 相，如图6b 所示。 另外，从图6 所示的暗场像可以清晰分辨γ″强化相的形态和大小，其对应的选区电子衍射斑点如图6c1 所示。 值得注意的是，GH4169 合金通过时效处理析出γ″强化相来提高合金力学性能， 而沉积态电子束熔丝再制造GH4169合金并没有进行时效热处理，却在基体中观察到γ″强化相。由此表明，γ″强化相是在电子束熔丝沉积过程中形成的。根据相关研究，γ″-Ni3Nb 强化相形成条件为Nb 质量分数超过4%[21-22]。 在GH4169 合金凝固过程中，由于Nb、Mo 和Ti 等元素在γ 基体中的低溶解度，这些元素会偏析到枝晶间区域。 图6a 中b 处附近Nb 的质量分数为6.62%，为γ″相的析出提供了可能，如表3 所示。 也就说明，热循环引起的热累积起到了时效热处理的效果[8,23]。
图6 沉积态GH4169 的TEM 分析：(a)明场像；(b)Laves 相的选区电子衍射图谱；(c,c1)分别对应γ″相暗场像及其相对应的选区电子衍射图谱
Fig.6 TEM analysis of the as-deposited GH4169 alloy：(a)bright-field image;(b)selected area electron diffraction pattern of the Laves phase;(c,c1)dark-field image and selected area electron diffraction pattern corresponding to the γ″phase
表3 Laves相附近化学组成
Tab.3 Chemical composition near the Laves phase(mass fraction/%)
?
2.4 力学性能研究
图7 展示了沉积态GH4169 合金试样的工程应力-应变曲线。 试样的屈服强度为727.8 MPa，抗拉强度为1 009.9 MPa，伸长率为20.45%，与文献中报道的激光选区熔化工艺所获得的力学性能相近[24-26]。为研究室温拉伸试样断裂机理， 采用SEM 对拉伸断口进行表征，如图8 所示。从图8a 中可以看出，拉伸断口呈现出典型的韧窝特征，同时韧窝中存在大量破碎相。 断口侧面显示拉伸变形后Laves 相破裂成较小的碎片，导致裂纹形成。 一些裂纹延伸到基体中，如图8b 所示。这是由于Laves 相为硬脆相，塑性变形能力差，加载阶段很容易破碎形成裂纹，随着加载的进行裂纹进一步扩展到γ 基体直至断裂，因此其断裂机制为微孔聚集型断裂[27]。 结合图8a 可以推断，韧窝内的相为Laves 相。
图7 沉积态GH4169 合金的工程应力-应变曲线
Fig.7 Tensile engineering stress-strain curve of the as-deposited GH4169 alloy
图8 沉积态GH4169 合金断口形貌：(a)断口形貌；(b)断口侧面形貌
Fig.8 Fracture morphology of the as-deposited GH4169 alloy：(a)tensile fracture morphology;(b)longitudinal section of the fracture
3 结论
(1)沉积态GH4169 合金显微组织主要包括γ 相、Laves 相及少量γ″强化相。在电子束熔丝沉积GH4169合金过程中，元素偏析显著，导致枝晶间有大量Laves相析出；沉积过程中热循环引起的热累积，进而导致γ″强化相在Laves 相附近的元素偏析区析出。
(2)沿沉积方向观察，沉积态GH4169 合金的显微组织为柱状晶， 平均柱状晶宽度为90.39 μm；沿水平面观察则为等轴晶。 这是由于主要散热方向垂直于基板，导致柱状晶的形成。
(3)沉积态GH4169 合金试样具有良好的力学性能，其屈服强度为727.8MPa，抗拉强度为1 009.9 MPa，伸长率为20.45%。
(4)硬脆的Laves 相在加载过程中易发生开裂，形成裂纹源， 由此试样的断裂模式为由Laves 相破裂引起的微孔聚集型断裂。
[1] CHEN M S, CHEN Q, LOU Y M, LIN Y C, LI H B, MA Y Y,WANG G Q. Effect of cooling recrystallization annealing treatment on properties of an initial aged deformed GH4169 superalloy[J].Materials Science and Engineering：A,2022,831：142232.
[2] RAN Q,XIANG S,TAN Y B.Improving mechanical properties of GH4169 alloys by reversing the deformation and aging sequence[J].Advanced Engineering Materials,2021,23(10)：2100386.
[3] PEREIRA O, CELAYA A, URBIKAÍN G, RODRÍGUEZ A,FERNÁNDEZ-VALDIVIELSO A, LÓPEZ DE LACALLE L N.CO2 cryogenic milling of Inconel 718：Cutting forces and tool wear[J].Journal of Materials Research and Technology, 2020,9(4)：8459-8468.
[4] HALIM N H A,HARON C H C,GHANI J A,AZHAR M F.Tool wear and chip morphology in high-speed milling of hardened Inconel 718 under dry and cryogenic CO2 conditions[J].Wear,2019,426-427：1683-1690.
[5] HOSSEINI E,POPOVICH V A.A review of mechanical properties of additively manufactured Inconel 718[J].Additive Manufacturing,2019,30：100877.
[6] WANG Y C,LEI L M,SHI L,WAN H Y,LIANG F,ZHANG G P.Scanning strategy dependent tensile properties of selective laser melted GH4169[J]. Materials Science and Engineering：A, 2020,788：139616.
[7] SUI S, ZHONG C L, CHEN J, GASSER A, HUANG W D,SCHLEIFENBAUM J H. Influence of solution heat treatment on microstructure and tensile properties of Inconel 718 formed by high-deposition-rate laser metal deposition[J]. Journal of Alloys and Compounds,2018,740：389-399.
[8] LI Z, CHEN J, SUI S, ZHONG C L, LU X F, LIN X. The microstructure evolution and tensile properties of Inconel 718 fabricated by high-deposition-rate laser directed energy deposition[J].Additive Manufacturing,2020,31：100941.
[9] BIRD R K, HIBBERD J. Tensile properties and microstructure of Inconel 718 fabricated with electron beam freeform fabrication(EBF3)[R].Hampton：Langley Research Center-NASA,2009.
[10] WANJARA P, WATANABE K, DE FORMANOIR C, YANG Q,BESCOND C,GODET S,BROCHU M,NEZAKI K,GHOLIPOUR J,PATNAIK P.Titanium alloy repair with wire-feed electron beam additive manufacturing technology[J].Advances in Materials Science and Engineering,2019,2019(1)：3979471.
[11] SIKAN F,WANJARA P,GHOLIPOUR J,ATABAY S E,BROCHU M.Effect of substrate condition on wire fed electron beam additive deposition[J].Materials Science and Engineering：A, 2022, 849：143448.
[12] LI Z X,CUI Y N,WANG L,ZHANG H Y,LIANG Z Y,LIU C M,DU D. An investigation into Ti-22Al-25Nb in-situ fabricated by electron beam freeform fabrication with an innovative twin-wire parallel feeding method[J]. Additive Manufacturing, 2022, 50：102552.
[13] ZHANG G D, LI N, GAO J S, XIONG H P, YU H, YUAN H.Wire-fed electron beam directed energy deposition of Ti-6Al-2Zr-1Mo-1V alloy and the effect of annealing on the microstructure,texture,and anisotropy of tensile properties[J].Additive Manufacturing,2022,49：102511.
[14] WALLACE T A,BEY K S,TAMINGER K M B,HAFLEY R A.A design of experiments approach defining the relationships between processing and microstructure for Ti-6Al-4V[A].15th Solid Freeform Fabrication Symposium[C].Austin：SFF,2004.
[15] 卜文德，谭和，王磊，谢辉，朱益文，宋锋涛.高温合金GH4169 电子束熔丝增材制造工艺研究[J]. 精密成形工程，2021, 13(3)：162-166.BU W D,TAN H,WANG L,XIE H,ZHU Y W,SONG F T.Study on process for electron beam wire-feed additive manufacturing of GH4169 superalloy [J].Journal of Netshape Forming Engineering,2021,13(3)：162-166.
[16] KUMARA C, SEGERSTARK A, HANNING F, DIXIT N, JOSHI S, MOVERARE J, NYLÉN P. Microstructure modelling of laser metal powder directed energy deposition of alloy 718[J].Additive Manufacturing,2019,25：357-364.
[17] LORIA E A, MINERALS M. Superalloy 718：Metallurgy and applications[A]. Proceedings of the International Symposium on the Metallurgy and Applications of Superalloy 718[C]. Warrendale：Minerals,Metals&Materials Society,1989.
[18] KATAYAMA S, MATSUNAWA A. Solidification microstructure of laser welded stainless steels[J].International Congress on Applications of Lasers&Electro-Optics,1984,44：60-67.
[19] MENG G R, GONG Y D, ZHANG J D, JIANG Z Z, REN Q Z,ZHAO J B. Microstructure and mechanical properties of Inconel 718 thin walls prepared by laser direct energy deposition and selective laser melting [J]. Thin-Walled Structures, 2023, 193：111284.
[20] XU L M,CHAI Z,ZHANG X Q,PENG B,ZHOU W,CHEN X Q.A new approach to improve strength and ductility of laser powder deposited Inconel 718 thin-wall structure[J].Materials Science and Engineering：A,2022,855：143871.
[21] ZHAO C Z,WANG L,WANG B B,YAO L H,JIANG B T,LUO L S,CHEN R R,SU Y Q,GUO J J.Microstructure evolution and mechanical properties of wire-fed electron beam directed energy deposition repaired GH4169 superalloy[J]. Journal of Materials Research and Technology,2023,27：7259-7270.
[22] QI H,AZER M,RITTER A.Studies of standard heat treatment effects on microstructure and mechanical properties of laser net shape manufactured INCONEL 718[J].Metallurgical and Materials Transactions A,2009,40：2410-2422.
[23] JANG J, VAN D, LEE S H. Precipitation kinetics of secondary phases induced by heat accumulation in the deposit of Inconel 718[J].Additive Manufacturing,2022,55：102831.
[24] STRÖßNER J, TEROCK M, GLATZEL U. Mechanical and microstructural investigation of nickel-based superalloy IN718 manufactured by selective laser melting (SLM)[J].Advanced Engineering Materials,2015,17(8)：1099-1105.
[25] WANG R, CHEN C Y, LIU M Y, ZHAO R X, XU S Z, HU T,SHUAI S S, LIAO H L, KE L D, VANMEENSEL K, WANG J,REN Z M. Effects of laser scanning speed and building direction on the microstructure and mechanical properties of selective laser melted Inconel 718 superalloy[J]. Materials Today Communications,2022,30：103095.
[26] XU J H, MA T R, PENG R L, HOSSEINI S. Effect of post-processes on the microstructure and mechanical properties of laser powder bed fused IN718 superalloy[J]. Additive Manufacturing,2021,48：102416.
[27] XU L M, CHAI Z, CHEN H B, ZHANG X Q, XIE J B, CHEN X Q. Tailoring Laves phase and mechanical properties of directed energy deposited Inconel 718 thin-wall via a gradient laser power method [J]. Materials Science and Engineering：A, 2021, 824：141822.